JP4276341B2 - 引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ２の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ２の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築、橋梁、造船、貯槽タンクその他に用いられる引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の溶接構造物用鋼（具体的にはＪＩＳ規格に定めるＳＭ５７０級鋼）およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、鋼材の強度を高めると母材の疲労強度は向上するが、溶接部の疲労強度は向上しないといわれ、疲労を考慮した設計では、高張力鋼を使用しても必ずしも鋼材使用量が低減されず、高張力鋼のメリットが十分享受できないという問題があった。
【０００３】
溶接鋼構造物の疲労の問題は、特定分野に限ったものではなく、あらゆる分野で現存している。溶接部の疲労強度は、溶接ディテールが支配的とされ、その向上のため溶接部（止端部）形状の平坦化による応力集中の低減やピーニングなどによる残留応力のコントロールなどが広く行われている。また、鋼材面からの溶接部疲労強度向上対策として、特開平９−２２７９８７号公報、特開平９−２４１７９６号公報、特開平１０−１７４２号公報、特開平１０−１７４３号公報などに、溶接熱影響部（ＨＡＺ）組織の特定組織への制御とそのための鋼成分の規定、あるいはさらに溶接金属（ＷＭ）とＨＡＺの硬度差を小さくすることなどが記載されている。しかし、前述の硬度差は、溶接溶融線を挟む比較的狭い領域を対象としており、これは溶接部の疲労は、溶接止端部が問題となるためと推定されるが、母材とＨＡＺとの硬度差に関する記載がない。
【０００４】
一方、アンモニア、ＬＰＧなどの貯槽タンクや石油・天然ガス精製プラントおよび輸送用ラインパイプでは、特に溶接部近傍での硫化水素による硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）が大きな問題となっている。鋼のＳＳＣ感受性は、鋼成分やミクロ組織、非金属介在物の有無などによって異なるが、とりわけ硬さの影響が大きく、ＨＲＣ２２（ＨＶ換算で２４８）以下ではＳＳＣは起こらないとされている。しかし、溶接部のような硬さの不均質部では、上記硬さ規制を行っても応力や歪みの集中（不均質分布）が生じ、ＳＳＣの一形態とされるＳＯＨＩＣなどが発生する場合があった。ＳＯＨＩＣ防止策は、その生成機構が必ずしも明確ではないこともあって、例えば、特開平５−２８７４４２号公報、特開平７−１８８８３８号公報、特開平９−１２５１３６号公報などに開示されているようなＳＳＣ防止対策をより厳格に行うという従来対策の延長でしかなく、溶接部での耐ＳＯＨＩＣ特性に対する有効性については記載されていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板およびその製造方法に関するものである。溶接割れ感受性組成ＰCMをはじめ、鋼組成を本願発明の通り限定することで、溶接性が著しく改善されるばかりでなく、溶接熱影響部の硬化性、軟化性も低減し、溶接熱影響部と母材の硬さ差を小さくすることが可能となり、溶接部の硬さ（強度）の不均質に起因する供用時の応力・歪みの集中（不均一分布）が緩和され、溶接部の疲労強度や耐応力腐食割れ性が一段と向上し、溶接鋼構造物の安全性を高めることができる。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
すなわち、本発明の要旨とするところは下記の通りである。
【０００７】
（１） 重量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．００８％以下、
Ａｌ：０．００３％以下、
Ｎｂ：０．０５〜０．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２１％、
Ｎ：０．００１〜０．００５％、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ≦０．１８％
を同時に満足する鋼組成を有することを特徴とする引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板。
【０００８】
（２） 鋼組成としてさらに、重量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｖ：０．００５〜０．２％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
の範囲で１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載の引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板。
【０００９】
（３） 鋼組成としてさらに、重量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％
のいずれかの少なくとも１種をさらに含有することを特徴とする上記（１）〜（２）のいずれか１項に記載の引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板。
【００１０】
（４） 上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼組成からなる鋳片または鋼片を、１１００〜１２５０℃の温度に再加熱し、７５０℃以上の温度で圧延を終了した後、直ちに焼き入れし、引き続きＡｃ1以下の温度で焼き戻し処理することを特徴とする引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】
ＨＩＣ対策としては水素のトラップサイトとなる中心偏析の軽減や硫化物（ＭｎＳ）をはじめとする非金属介在物の低減とその形態制御などが極めて有効であり、またＳＳＣ対策としては前記に加えて鋼のＳＳＣ感受性に大きな影響を及ぼすとされる溶接熱影響部硬さを低減することが有効である。
【００１２】
まず、溶接熱影響部での硬化性の低減には、鋼の焼入性を下げることが効果的であるが、同時に母材強度をも低下させる。このため、両者をバランスよく達成するには、鋼成分の適正化だけでは極めて困難である。そこで、焼入性に最も顕著に効くＣおよびＢを極力抑えたＢフリー・低Ｃをベースとして溶接熱影響部硬さの低減を図り、同時にＮｂあるいはさらに必要に応じてＶを添加することで析出硬化を活用する方法を考案した。
【００１３】
Ｎｂ（Ｎｂ＋Ｖ）の析出硬化そのものは従来より広く知られたものであるが、本願発明における最大の特徴は、Ｎｂを０．０５〜０．２％と比較的多く添加することである。Ｎｂ（Ｎｂ＋Ｖ）を比較的多く添加し、その析出硬化を積極的に利用した例としては、例えば特開平５−２５５４２号公報、特開平５−２０９２２２号公報に開示されているが、いずれも引張強さ７８０Ｎ／ｍｍ2（８０ｋｇｆ／ｍｍ2）級の高張力鋼である。Ｎｂの析出硬化代は非常に大きく、多量添加を前提にした場合、本願発明が対象とする引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2のいわゆるＪＩＳ規格で定められたＳＭ５７０級鋼（６０ｋｇｆ／ｍｍ2級鋼）に対しては、強度が過剰傾向となるため、多く添加されることはなかった。Ｎｂ多量添加前提でも、製造条件によっては強度上昇を抑えることは可能であるが、そのようなケースはＮｂ本来の効果をフルに発揮したものではなく、添加量としては妥当なものではない。
【００１４】
本願発明においては、０．０５〜０．２％のＮｂ添加を必須要件として引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の鋼を提供するものである。このような比較的高いＮｂ添加は、析出硬化による母材の高張力化のみならず、溶接熱影響部の軟化防止にも効果を発揮し、Ｂフリー・低Ｃ化による溶接熱影響部での硬化抑制とともに、溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さいという特徴を有する。このため、鋼組成を以下の通り限定する必要がある。
【００１５】
Ｃは、鋼の焼入性に最も顕著に効き、溶接熱影響部の硬さを大きく左右する。Ｃ量が多すぎると焼入性が高くなり、本願発明が対象とする強度レベルに対し、溶接熱影響部の硬さが高くなるため、上限を０．１％に限定した。一方、下限は、母材および溶接部の強度確保ならびにＮｂの析出硬化を発揮するための最小量として０．０１％以上は必要である。
【００１６】
Ｓｉは、脱酸上鋼に含まれる元素であるが、多く添加すると溶接性、溶接熱影響部靭性が劣化するため、上限を０．６％に限定した。鋼の脱酸は、ＡｌやＴｉのみでも十分可能であり、焼入性および後述するＰCMの観点から０．２５％以下が望ましい。
【００１７】
Ｍｎは、強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は０．４％である。しかし、多すぎると焼入性、ＰＣＭが上昇して、溶接熱影響部硬さを高めるとともに溶接性、溶接熱影響部靭性を劣化させ、さらにスラブの中心偏析を助長するため、上限を２．０％とした。
【００１８】
Ｐ、Ｓは、本願発明においては不純物であり、特性上少ないほど好ましいことは広く知られた事実であり、脱Ｐ、脱Ｓなどの経済性も考慮し、それぞれ上限を０．０２５％、０．００８％に限定した。特に、ＳはＭｎＳを形成し、湿潤硫化水素環境中ではＨＩＣやＳＳＣ、さらにはＳＯＨＩＣ生成を助長するため、このような環境で使用される用途においては、後述するＣａ添加とともに、Ｓを０．００１％以下とすることが望ましい。
【００１９】
Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本願発明においては、その加減は限定しない。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるばかりでなく、溶接金属の靭性が劣化するので上限を０．００３％とした。
【００２０】
Ｔｉは、母材および溶接熱影響部靭性向上のために必須である。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ2Ｏ3を主成分とする析出物を形成、粒内変態フェライト生成の核となり溶接熱影響部靭性を向上させる。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え、圧延組織の細粒化に有効であり、また鋼板中にに存在する微細ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化するためである。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．００５％必要である。しかし、多すぎるとＴｉＣを形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０２１％である。
【００２１】
Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させ、また、ＴｉＮを形成して前述のように鋼の性質を高める。このため、Ｎ量として最低０．００１％必要である。しかしながら、Ｎ量の増加は溶接熱影響部靭性、溶接性に極めて有害であり、本願発明においてはその上限は０．００５％である。
【００２２】
次に、必要に応じて含有することができるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｇの添加理由について説明する。
【００２３】
基本となる成分に、さらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本願発明の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためである。したがって、その添加量は自ずと制限されるべき性質のものである。
【００２４】
Ｃｕは、過剰に添加しなければ、溶接性、溶接熱影響部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。これらの効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必要である。しかし、過剰な添加は、溶接性の劣化に加え、熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し、製造困難となるため０．５０％に限定した。
【００２５】
Ｎｉは、Ｃｕとほぼ同様の効果、現象を示し、下限は実質的な効果が得られるための最小量とすべきで、０．０５％である。上限については、Ｃｕと同様の理由に加え、比較的高価であることや、湿潤硫化水素環境中では応力下でフィッシャーと呼ばれる鋸歯状腐食が懸念されるため０．５％に限定した。
【００２６】
Ｃｒ、Ｍｏは、０．０５％以上の添加で母材の強度、靭性をともに向上させる。しかし、添加量が多すぎると母材、溶接部の靭性および溶接性の劣化を招くため、上限を０．５％とした。
【００２７】
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の作用を有するものであるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。また、Ｖは焼入性にも影響を及ぼすため、Ｎｂの補完的添加とすべきであり、下限は効果が見られる０．０１％で、上限は０．０５％に限定した。
【００２８】
Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、細粒化する作用があり、溶接部の強靭化が図れる。このような効果を享受するためには、Ｍｇは０．０００２％以上必要である。一方、添加量が増えると添加量に対する効果代が小さくなるため、コスト上得策ではないので上限は０．００５％とした。
【００２９】
さらに、ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳの形態を制御し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を低減させる。これらの効果を発揮するためには、最低０．０００５％必要である。しかし、多すぎる添加は、鋼の清浄度を逆に高め、母材靭性や湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を高めため、添加量の上限は０．００４％に限定した。ＣａとＲＥＭは、ほぼ同等の効果を有するため、いずれか１種を上記範囲で添加すればよい。
【００３０】
本願発明において、個々の元素の添加量の限定に加え、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂと定義する値を０．１８％以下に限定する理由は、第一義的には溶接構造用鋼として溶接冷間割れを防止し、優れた溶接性を確保するためである。これに加えて、本願発明の最大の特徴である最低でも０．０５％のＮｂを添加し、Ｎｂの析出硬化を利用する上で、限定された引張強さ（５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2）の中で必要以上に焼入性を高めないためである。逆に、０．０５％のＮｂ添加でその析出硬化を最大限に利用した場合、ＰCMで０．１８％を超える成分では、ＳＭ５７０級鋼として強度が過剰となってしまう。
【００３１】
本願発明の特徴とする溶接熱影響部と母材の硬さ差を小さくするためには、Ｎｂをはじめとする各種成分を上記のように限定した上で、さらに鋼板の製造方法も適切に限定すべきである。以下、その限定範囲および理由について説明する。
【００３２】
まず、上記限定範囲に制御された成分を有する鋳片または鋼片を、１１００〜１２５０℃の温度に再加熱しなければならない。下限温度は、Ｎｂの析出硬化利用の観点から、再加熱時にＮｂを一旦溶体化させる必要上からの理由である。一旦溶体化させることにより、後工程を本願発明のようにすることによってＮｂの析出物を微細に分散析出させることができ、析出硬化現象を有効に発現させることができる。一方、再加熱上限温度は、再加熱時のオーステナイト粒を必要以上に粗大化させないためである。再加熱時のオーステナイト粒は、圧延後の組織の微細化にも少なからず影響を与えるため、再加熱温度は極力低い方が好ましいが、Ｎｂの溶体化の観点から上限を１２５０℃に限定したものである。
【００３３】
再加熱後の熱間圧延は、７５０℃以上で圧延を終了する必要がある。これは、圧延中にフェライトが析出し、それを圧延する危険性を回避するためである。加工フェライトは、靭性の劣化や材質の異方性を助長する可能性が高く、好ましくない。
【００３４】
熱間圧延後は、直ちに焼き入れなければならない。圧延後放冷したり、水冷までの意図的な待ちは、その間にＮｂが析出、粗大化する可能性があるためである。放冷中の粗大析出物は、析出硬化として効果を発揮せず、母材の強度が確保できない可能性があるばかりでなく、これを再加熱焼入しても、Ｎｂが溶体化されない限り、析出硬化を再度利用することはできない。なお、「直ちに焼き入れ」というのは、圧延後意図的な待ちのない、冷却装置までの搬送時間程度は許容されることはいうまでもなく、その時間は概ね１〜２分以内に焼き入れることを意味している。また、「焼き入れ」自体も、冶金的に定義されるオーステナイト単相域からの急冷のみを意味するものではなく、若干フェライトが析出した状態からの強制冷却も含まれ、強制冷却は２００℃以下まで行うものである。このような「焼き入れ」は、Ｎｂ析出物の析出粗大化を防止する上で不可欠のものである。
【００３５】
焼き入れ後は、Ｎｂの微細析出、すなわち析出硬化の発現と、焼き入れ組織の焼き戻しによる強靭化のため、Ａｃ1以下の温度での焼き戻しが必要である。
【００３６】
【実施例】
本願発明の有用性を例示するため、表１に示す化学成分を有する鋼を転炉溶製し、表２に示す条件で厚板圧延を行った。
【００３７】
機械的性質のうち、強度については、圧延方向と直角方向に、板厚５０ｍｍ以下の鋼板は全厚のＪＩＳ５号引張試験片、板厚５０ｍｍ超の鋼板は１／４板厚位置から採取したＪＩＳ４号丸棒引張試験片を用いた。衝撃試験は、１／４板厚位置から圧延方向に切り出したＪＩＳ４号シャルピー試験片を用い、延・脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
【００３８】
また、溶接熱影響部と母材との硬さ差を調べるために、ＪＩＳ Ｚ ３１０１に規定される溶接熱影響部の最高硬さ試験方法に準拠して、ビード・オン・プレートを作製し、鋼板表面０．５ｍｍ下位置の溶接熱影響部の最高硬さおよび最低硬さを調べるとともに、母材硬さは溶接金属から十分離れた鋼板表面０．５ｍｍ下位置の１０点の平均値とした。なお、試験板は元厚ままとし、溶接時の予熱はなしとした。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】
表３に、上記方法による機械的性質、溶接熱影響部と母材の硬さの測定値を示す。本願発明が規定する成分および製造方法による鋼板は、いずれもＳＭ５７０級鋼として十分な強度を有すると同時に靭性にも優れ、さらに、本願発明の特徴である溶接熱影響部と母材との硬さ差が小さい範囲に抑えられていることが分かる。
【００４２】
これに対して、比較例に示す鋼はいずれも成分あるいは製造条件のいずれかが本願発明が規定する範囲を逸脱しているため、溶接熱影響部の硬化または軟化が大きく、本願発明によってもたらされる最大効果である溶接熱影響部と母材との硬さ差が相対的に大きい。具体的に例示すると、比較例の鋼３では、Ｃ量が高く、ＰCMも高いため溶接熱影響部の硬化程度が大きい。また、圧延に先立つ再加熱温度も低いため、Ｎｂの析出硬化が十分利用できておらず、強度がやや低めである。鋼４は、Ｎｂ添加量が低く、Ｂも添加されているため、溶接熱影響部の軟化および硬化が大きい。また、圧延終了温度も低いため、必然的に直接焼入時の開始温度も低下し、その間フェライトが析出するなどして、母材の強度、靭性にも劣る。鋼５は、成分的にはＴｉが添加されていないだけであるが、圧延後直接焼入ではなく、再加熱焼入を行っているため、Ｎｂの析出硬化が十分活用できておらず、母材の強度が低い。Ｔｉ無添加の影響は、再加熱時のオーステナイトの細粒化が不十分となって、母材靭性にもやや劣る。鋼６は、Ｎｂが添加されておらず、溶接熱影響部の軟化が大きい。また、Ｃ、ＰCMとも高く、Ｂが添加されているため、溶接熱影響部の硬化も大きい。
【００４３】
【表３】
【００４４】
【発明の効果】
本発明により、引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板を大量かつ安価に提供できるようになり、溶接割れ感受性組成ＰCMをはじめ、鋼組成を本願発明の通り限定することで、溶接性が格段に優れ、さらに溶接熱影響部の硬化性、軟化性も低減され、溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さくすることが可能となり、溶接部の硬さ（強度）の不均質に起因する供用時の応力・歪みの集中（不均一分布）が緩和され、溶接部の疲労強度や耐応力腐食割れ性が向上し、溶接鋼構造物の安全性を高めることができた。
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築、橋梁、造船、貯槽タンクその他に用いられる引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の溶接構造物用鋼（具体的にはＪＩＳ規格に定めるＳＭ５７０級鋼）およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般に、鋼材の強度を高めると母材の疲労強度は向上するが、溶接部の疲労強度は向上しないといわれ、疲労を考慮した設計では、高張力鋼を使用しても必ずしも鋼材使用量が低減されず、高張力鋼のメリットが十分享受できないという問題があった。
【０００３】
溶接鋼構造物の疲労の問題は、特定分野に限ったものではなく、あらゆる分野で現存している。溶接部の疲労強度は、溶接ディテールが支配的とされ、その向上のため溶接部（止端部）形状の平坦化による応力集中の低減やピーニングなどによる残留応力のコントロールなどが広く行われている。また、鋼材面からの溶接部疲労強度向上対策として、特開平９−２２７９８７号公報、特開平９−２４１７９６号公報、特開平１０−１７４２号公報、特開平１０−１７４３号公報などに、溶接熱影響部（ＨＡＺ）組織の特定組織への制御とそのための鋼成分の規定、あるいはさらに溶接金属（ＷＭ）とＨＡＺの硬度差を小さくすることなどが記載されている。しかし、前述の硬度差は、溶接溶融線を挟む比較的狭い領域を対象としており、これは溶接部の疲労は、溶接止端部が問題となるためと推定されるが、母材とＨＡＺとの硬度差に関する記載がない。
【０００４】
一方、アンモニア、ＬＰＧなどの貯槽タンクや石油・天然ガス精製プラントおよび輸送用ラインパイプでは、特に溶接部近傍での硫化水素による硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）が大きな問題となっている。鋼のＳＳＣ感受性は、鋼成分やミクロ組織、非金属介在物の有無などによって異なるが、とりわけ硬さの影響が大きく、ＨＲＣ２２（ＨＶ換算で２４８）以下ではＳＳＣは起こらないとされている。しかし、溶接部のような硬さの不均質部では、上記硬さ規制を行っても応力や歪みの集中（不均質分布）が生じ、ＳＳＣの一形態とされるＳＯＨＩＣなどが発生する場合があった。ＳＯＨＩＣ防止策は、その生成機構が必ずしも明確ではないこともあって、例えば、特開平５−２８７４４２号公報、特開平７−１８８８３８号公報、特開平９−１２５１３６号公報などに開示されているようなＳＳＣ防止対策をより厳格に行うという従来対策の延長でしかなく、溶接部での耐ＳＯＨＩＣ特性に対する有効性については記載されていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板およびその製造方法に関するものである。溶接割れ感受性組成ＰCMをはじめ、鋼組成を本願発明の通り限定することで、溶接性が著しく改善されるばかりでなく、溶接熱影響部の硬化性、軟化性も低減し、溶接熱影響部と母材の硬さ差を小さくすることが可能となり、溶接部の硬さ（強度）の不均質に起因する供用時の応力・歪みの集中（不均一分布）が緩和され、溶接部の疲労強度や耐応力腐食割れ性が一段と向上し、溶接鋼構造物の安全性を高めることができる。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
すなわち、本発明の要旨とするところは下記の通りである。
【０００７】
（１） 重量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．００８％以下、
Ａｌ：０．００３％以下、
Ｎｂ：０．０５〜０．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２１％、
Ｎ：０．００１〜０．００５％、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ≦０．１８％
を同時に満足する鋼組成を有することを特徴とする引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板。
【０００８】
（２） 鋼組成としてさらに、重量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｖ：０．００５〜０．２％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
の範囲で１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載の引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板。
【０００９】
（３） 鋼組成としてさらに、重量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％
のいずれかの少なくとも１種をさらに含有することを特徴とする上記（１）〜（２）のいずれか１項に記載の引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板。
【００１０】
（４） 上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼組成からなる鋳片または鋼片を、１１００〜１２５０℃の温度に再加熱し、７５０℃以上の温度で圧延を終了した後、直ちに焼き入れし、引き続きＡｃ1以下の温度で焼き戻し処理することを特徴とする引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】
ＨＩＣ対策としては水素のトラップサイトとなる中心偏析の軽減や硫化物（ＭｎＳ）をはじめとする非金属介在物の低減とその形態制御などが極めて有効であり、またＳＳＣ対策としては前記に加えて鋼のＳＳＣ感受性に大きな影響を及ぼすとされる溶接熱影響部硬さを低減することが有効である。
【００１２】
まず、溶接熱影響部での硬化性の低減には、鋼の焼入性を下げることが効果的であるが、同時に母材強度をも低下させる。このため、両者をバランスよく達成するには、鋼成分の適正化だけでは極めて困難である。そこで、焼入性に最も顕著に効くＣおよびＢを極力抑えたＢフリー・低Ｃをベースとして溶接熱影響部硬さの低減を図り、同時にＮｂあるいはさらに必要に応じてＶを添加することで析出硬化を活用する方法を考案した。
【００１３】
Ｎｂ（Ｎｂ＋Ｖ）の析出硬化そのものは従来より広く知られたものであるが、本願発明における最大の特徴は、Ｎｂを０．０５〜０．２％と比較的多く添加することである。Ｎｂ（Ｎｂ＋Ｖ）を比較的多く添加し、その析出硬化を積極的に利用した例としては、例えば特開平５−２５５４２号公報、特開平５−２０９２２２号公報に開示されているが、いずれも引張強さ７８０Ｎ／ｍｍ2（８０ｋｇｆ／ｍｍ2）級の高張力鋼である。Ｎｂの析出硬化代は非常に大きく、多量添加を前提にした場合、本願発明が対象とする引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2のいわゆるＪＩＳ規格で定められたＳＭ５７０級鋼（６０ｋｇｆ／ｍｍ2級鋼）に対しては、強度が過剰傾向となるため、多く添加されることはなかった。Ｎｂ多量添加前提でも、製造条件によっては強度上昇を抑えることは可能であるが、そのようなケースはＮｂ本来の効果をフルに発揮したものではなく、添加量としては妥当なものではない。
【００１４】
本願発明においては、０．０５〜０．２％のＮｂ添加を必須要件として引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の鋼を提供するものである。このような比較的高いＮｂ添加は、析出硬化による母材の高張力化のみならず、溶接熱影響部の軟化防止にも効果を発揮し、Ｂフリー・低Ｃ化による溶接熱影響部での硬化抑制とともに、溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さいという特徴を有する。このため、鋼組成を以下の通り限定する必要がある。
【００１５】
Ｃは、鋼の焼入性に最も顕著に効き、溶接熱影響部の硬さを大きく左右する。Ｃ量が多すぎると焼入性が高くなり、本願発明が対象とする強度レベルに対し、溶接熱影響部の硬さが高くなるため、上限を０．１％に限定した。一方、下限は、母材および溶接部の強度確保ならびにＮｂの析出硬化を発揮するための最小量として０．０１％以上は必要である。
【００１６】
Ｓｉは、脱酸上鋼に含まれる元素であるが、多く添加すると溶接性、溶接熱影響部靭性が劣化するため、上限を０．６％に限定した。鋼の脱酸は、ＡｌやＴｉのみでも十分可能であり、焼入性および後述するＰCMの観点から０．２５％以下が望ましい。
【００１７】
Ｍｎは、強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は０．４％である。しかし、多すぎると焼入性、ＰＣＭが上昇して、溶接熱影響部硬さを高めるとともに溶接性、溶接熱影響部靭性を劣化させ、さらにスラブの中心偏析を助長するため、上限を２．０％とした。
【００１８】
Ｐ、Ｓは、本願発明においては不純物であり、特性上少ないほど好ましいことは広く知られた事実であり、脱Ｐ、脱Ｓなどの経済性も考慮し、それぞれ上限を０．０２５％、０．００８％に限定した。特に、ＳはＭｎＳを形成し、湿潤硫化水素環境中ではＨＩＣやＳＳＣ、さらにはＳＯＨＩＣ生成を助長するため、このような環境で使用される用途においては、後述するＣａ添加とともに、Ｓを０．００１％以下とすることが望ましい。
【００１９】
Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本願発明においては、その加減は限定しない。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるばかりでなく、溶接金属の靭性が劣化するので上限を０．００３％とした。
【００２０】
Ｔｉは、母材および溶接熱影響部靭性向上のために必須である。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ2Ｏ3を主成分とする析出物を形成、粒内変態フェライト生成の核となり溶接熱影響部靭性を向上させる。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え、圧延組織の細粒化に有効であり、また鋼板中にに存在する微細ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化するためである。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．００５％必要である。しかし、多すぎるとＴｉＣを形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０２１％である。
【００２１】
Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させ、また、ＴｉＮを形成して前述のように鋼の性質を高める。このため、Ｎ量として最低０．００１％必要である。しかしながら、Ｎ量の増加は溶接熱影響部靭性、溶接性に極めて有害であり、本願発明においてはその上限は０．００５％である。
【００２２】
次に、必要に応じて含有することができるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｍｇの添加理由について説明する。
【００２３】
基本となる成分に、さらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本願発明の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためである。したがって、その添加量は自ずと制限されるべき性質のものである。
【００２４】
Ｃｕは、過剰に添加しなければ、溶接性、溶接熱影響部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。これらの効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必要である。しかし、過剰な添加は、溶接性の劣化に加え、熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し、製造困難となるため０．５０％に限定した。
【００２５】
Ｎｉは、Ｃｕとほぼ同様の効果、現象を示し、下限は実質的な効果が得られるための最小量とすべきで、０．０５％である。上限については、Ｃｕと同様の理由に加え、比較的高価であることや、湿潤硫化水素環境中では応力下でフィッシャーと呼ばれる鋸歯状腐食が懸念されるため０．５％に限定した。
【００２６】
Ｃｒ、Ｍｏは、０．０５％以上の添加で母材の強度、靭性をともに向上させる。しかし、添加量が多すぎると母材、溶接部の靭性および溶接性の劣化を招くため、上限を０．５％とした。
【００２７】
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の作用を有するものであるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。また、Ｖは焼入性にも影響を及ぼすため、Ｎｂの補完的添加とすべきであり、下限は効果が見られる０．０１％で、上限は０．０５％に限定した。
【００２８】
Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、細粒化する作用があり、溶接部の強靭化が図れる。このような効果を享受するためには、Ｍｇは０．０００２％以上必要である。一方、添加量が増えると添加量に対する効果代が小さくなるため、コスト上得策ではないので上限は０．００５％とした。
【００２９】
さらに、ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳの形態を制御し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を低減させる。これらの効果を発揮するためには、最低０．０００５％必要である。しかし、多すぎる添加は、鋼の清浄度を逆に高め、母材靭性や湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を高めため、添加量の上限は０．００４％に限定した。ＣａとＲＥＭは、ほぼ同等の効果を有するため、いずれか１種を上記範囲で添加すればよい。
【００３０】
本願発明において、個々の元素の添加量の限定に加え、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂと定義する値を０．１８％以下に限定する理由は、第一義的には溶接構造用鋼として溶接冷間割れを防止し、優れた溶接性を確保するためである。これに加えて、本願発明の最大の特徴である最低でも０．０５％のＮｂを添加し、Ｎｂの析出硬化を利用する上で、限定された引張強さ（５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2）の中で必要以上に焼入性を高めないためである。逆に、０．０５％のＮｂ添加でその析出硬化を最大限に利用した場合、ＰCMで０．１８％を超える成分では、ＳＭ５７０級鋼として強度が過剰となってしまう。
【００３１】
本願発明の特徴とする溶接熱影響部と母材の硬さ差を小さくするためには、Ｎｂをはじめとする各種成分を上記のように限定した上で、さらに鋼板の製造方法も適切に限定すべきである。以下、その限定範囲および理由について説明する。
【００３２】
まず、上記限定範囲に制御された成分を有する鋳片または鋼片を、１１００〜１２５０℃の温度に再加熱しなければならない。下限温度は、Ｎｂの析出硬化利用の観点から、再加熱時にＮｂを一旦溶体化させる必要上からの理由である。一旦溶体化させることにより、後工程を本願発明のようにすることによってＮｂの析出物を微細に分散析出させることができ、析出硬化現象を有効に発現させることができる。一方、再加熱上限温度は、再加熱時のオーステナイト粒を必要以上に粗大化させないためである。再加熱時のオーステナイト粒は、圧延後の組織の微細化にも少なからず影響を与えるため、再加熱温度は極力低い方が好ましいが、Ｎｂの溶体化の観点から上限を１２５０℃に限定したものである。
【００３３】
再加熱後の熱間圧延は、７５０℃以上で圧延を終了する必要がある。これは、圧延中にフェライトが析出し、それを圧延する危険性を回避するためである。加工フェライトは、靭性の劣化や材質の異方性を助長する可能性が高く、好ましくない。
【００３４】
熱間圧延後は、直ちに焼き入れなければならない。圧延後放冷したり、水冷までの意図的な待ちは、その間にＮｂが析出、粗大化する可能性があるためである。放冷中の粗大析出物は、析出硬化として効果を発揮せず、母材の強度が確保できない可能性があるばかりでなく、これを再加熱焼入しても、Ｎｂが溶体化されない限り、析出硬化を再度利用することはできない。なお、「直ちに焼き入れ」というのは、圧延後意図的な待ちのない、冷却装置までの搬送時間程度は許容されることはいうまでもなく、その時間は概ね１〜２分以内に焼き入れることを意味している。また、「焼き入れ」自体も、冶金的に定義されるオーステナイト単相域からの急冷のみを意味するものではなく、若干フェライトが析出した状態からの強制冷却も含まれ、強制冷却は２００℃以下まで行うものである。このような「焼き入れ」は、Ｎｂ析出物の析出粗大化を防止する上で不可欠のものである。
【００３５】
焼き入れ後は、Ｎｂの微細析出、すなわち析出硬化の発現と、焼き入れ組織の焼き戻しによる強靭化のため、Ａｃ1以下の温度での焼き戻しが必要である。
【００３６】
【実施例】
本願発明の有用性を例示するため、表１に示す化学成分を有する鋼を転炉溶製し、表２に示す条件で厚板圧延を行った。
【００３７】
機械的性質のうち、強度については、圧延方向と直角方向に、板厚５０ｍｍ以下の鋼板は全厚のＪＩＳ５号引張試験片、板厚５０ｍｍ超の鋼板は１／４板厚位置から採取したＪＩＳ４号丸棒引張試験片を用いた。衝撃試験は、１／４板厚位置から圧延方向に切り出したＪＩＳ４号シャルピー試験片を用い、延・脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
【００３８】
また、溶接熱影響部と母材との硬さ差を調べるために、ＪＩＳ Ｚ ３１０１に規定される溶接熱影響部の最高硬さ試験方法に準拠して、ビード・オン・プレートを作製し、鋼板表面０．５ｍｍ下位置の溶接熱影響部の最高硬さおよび最低硬さを調べるとともに、母材硬さは溶接金属から十分離れた鋼板表面０．５ｍｍ下位置の１０点の平均値とした。なお、試験板は元厚ままとし、溶接時の予熱はなしとした。
【００３９】
【表１】
【表２】
表３に、上記方法による機械的性質、溶接熱影響部と母材の硬さの測定値を示す。本願発明が規定する成分および製造方法による鋼板は、いずれもＳＭ５７０級鋼として十分な強度を有すると同時に靭性にも優れ、さらに、本願発明の特徴である溶接熱影響部と母材との硬さ差が小さい範囲に抑えられていることが分かる。
【００４２】
これに対して、比較例に示す鋼はいずれも成分あるいは製造条件のいずれかが本願発明が規定する範囲を逸脱しているため、溶接熱影響部の硬化または軟化が大きく、本願発明によってもたらされる最大効果である溶接熱影響部と母材との硬さ差が相対的に大きい。具体的に例示すると、比較例の鋼３では、Ｃ量が高く、ＰCMも高いため溶接熱影響部の硬化程度が大きい。また、圧延に先立つ再加熱温度も低いため、Ｎｂの析出硬化が十分利用できておらず、強度がやや低めである。鋼４は、Ｎｂ添加量が低く、Ｂも添加されているため、溶接熱影響部の軟化および硬化が大きい。また、圧延終了温度も低いため、必然的に直接焼入時の開始温度も低下し、その間フェライトが析出するなどして、母材の強度、靭性にも劣る。鋼５は、成分的にはＴｉが添加されていないだけであるが、圧延後直接焼入ではなく、再加熱焼入を行っているため、Ｎｂの析出硬化が十分活用できておらず、母材の強度が低い。Ｔｉ無添加の影響は、再加熱時のオーステナイトの細粒化が不十分となって、母材靭性にもやや劣る。鋼６は、Ｎｂが添加されておらず、溶接熱影響部の軟化が大きい。また、Ｃ、ＰCMとも高く、Ｂが添加されているため、溶接熱影響部の硬化も大きい。
【００４３】
【表３】
【発明の効果】
本発明により、引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板を大量かつ安価に提供できるようになり、溶接割れ感受性組成ＰCMをはじめ、鋼組成を本願発明の通り限定することで、溶接性が格段に優れ、さらに溶接熱影響部の硬化性、軟化性も低減され、溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さくすることが可能となり、溶接部の硬さ（強度）の不均質に起因する供用時の応力・歪みの集中（不均一分布）が緩和され、溶接部の疲労強度や耐応力腐食割れ性が向上し、溶接鋼構造物の安全性を高めることができた。
Claims (4)
- 重量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．００８％以下、
Ａｌ：０．００３％以下、
Ｎｂ：０．０５〜０．２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２１％、
Ｎ：０．００１〜０．００５％、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ≦０．１８％
を同時に満足する鋼組成を有することを特徴とする引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板。 - 鋼組成としてさらに、重量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｖ：０．００５〜０．２％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
の範囲で１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板。 - 鋼組成としてさらに、重量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％
のいずれかの少なくとも１種をさらに含有することを特徴とする請求項１〜２のいずれか１項に記載の引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板。 - 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼組成からなる鋳片または鋼片を、１１００〜１２５０℃の温度に再加熱し、７５０℃以上の温度で圧延を終了した後、直ちに焼き入れし、引き続きＡｃ1以下の温度で焼き戻し処理することを特徴とする引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ2の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板の製造方法。
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