JP7236540B2 - 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材及びその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、石油化学、貯蔵タンクなどの素材として適した鋼材に関し、より詳細には、溶接部の靭性に優れた鋼材及びその製造方法に関する。
最近、北米、カナダなどの極寒地では、オイルサンド（ｏｉｌ ｓａｎｄ）から抽出した石油や石油化学プロセシング中に発生するエチレン、プロピレンなどの副産物を精製及び貯蔵するための低温用厚板鋼材に対する需要が増加している。
このような低温用厚板鋼材を設備及び貯蔵タンクなどの構造物に適用するためには、母材の機械的物性だけでなく、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ、ＨＡＺ）においても低温衝撃靭性を確保することが必須である。しかし、構造物などに用いられている高強度鋼材は、強度を確保するために多量の合金元素を使用することにより、溶接熱影響部の低温衝撃靭性を確保し難いという欠点がある。
溶接熱影響部（ＨＡＺ）は、結晶粒粗大化、ＭＡ組織（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）などの脆化組織の形成、析出硬化などによって靭性が低下する。したがって、溶接熱影響部の靭性低下を防止する技術が求められている。
一方、最近では、構造物などの施工性を向上させるために母材に対してＥＧＷ（Ｅｌｅｃｔｒｏ Ｇａｓ Ｗｅｌｄｉｎｇ）などの大入熱溶接方法の使用が増加しているが、この場合、高い入熱量によって溶接熱影響部が劣化して、一般的な溶接方法によって溶接された部位と比較すると、強度及び靭性が大きく低下するという問題がある。
代表的な局部脆化域は、ＦＬ（Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ、溶融線）付近の粗大結晶粒熱影響部として、結晶粒粗大化、上部ベイナイトの形成などによって靭性が脆弱である。
上記の問題を解決するための方案として、特許文献１では、鋼中の酸素（Ｏ）含有量を制御するために鋼中にＭｇまたはＣａを添加し、Ｍｇ酸化物またはＣａ酸化物を形成することでオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、フェライトの核生成サイト（ｓｉｔｅ）として作用して粒界フェライトの形成を抑制することにより、溶接熱影響部の靭性を向上させる技術を提示している。
ところで、鋼中のＯが、ＭｇまたはＣａと酸化物を成しながら適正に分散されない場合、酸化物が介在物としての役割を果たして溶接熱影響部の靭性を大きく低下させるという欠点がある。
したがって、構造物などの素材として適した低温用厚板鋼材を提供することにおいて、母材の物性だけでなく、溶接熱影響部の優れた低温衝撃靭性を確保することができる技術の開発が要求される。
特開２００６－２４１５１０号公報
本発明は、上記従来の問題点に鑑みてなされたものであって、構造用などの素材として適用できる鋼材に関するものであり、大入熱溶接を行っても溶接熱影響部の強度と靭性に優れた鋼材及びこの製造方法を提供するものである。
上記目的を達成するためになされた本発明の一態様による溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．０８％、シリコン（Ｓｉ）：０．１５～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．２～１．８％、リン（Ｐ）：０．００８％以下（０％を除く）、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下（０％を除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５～０．１％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１～０．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０５％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、窒素（Ｎ）：２０～１００ｐｐｍ、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、下記関係式１を満たし、
母材の微細組織が面積分率２０～６０％の針状フェライト及び４０～８０％のベイナイト相を含み、溶接後の溶接熱影響部内の溶融線（Ｆｕｓｉｏｎ ｌｉｎｅ）の微細組織がフェライト及びベイナイト相を含み、１０～４０ｍｍの厚さを有することを特長とする。
［関係式１］
０．４２＞Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
（ここで、各元素は、重量含有量を意味する。）
上記目的を達成するためになされた本発明の一態様による溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法は、上述した合金組成及び関係式１を満たす鋼スラブを１０５０～１２５０℃で再加熱する段階と、前記再加熱された鋼スラブを１２００～Ａｒ３＋３０℃の温度範囲で粗圧延する段階と、前記粗圧延後Ａｒ３以上で仕上げ圧延して熱延鋼板を製造する段階と、前記熱延鋼板を常温～５５０℃まで５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する段階と、を含むことを特徴とする。
本発明によれば、母材の機械的物性だけでなく、溶接熱影響部の強度及び靭性に優れた鋼材を提供する効果がある。
また、本発明の鋼材は、石油化学の製造設備、貯蔵タンクなどの構造用材料として適用できる効果がある。
本発明の一実施形態による発明鋼１のＰＷＨＴ前後の微細組織を観察した写真を示す図である。 本発明の一実施形態による発明鋼４をＥＧＷ方法で溶接した後、溶融線（ＦＬ）、ＦＬ＋１、ＦＬ＋３、及びＦＬ＋５部位の微細組織を観察した写真を示す図である。 本発明の一実施形態による発明鋼４をＥＧＷ方法で溶接した後、溶接金属（ＷＭ）、溶融線（ＦＬ）、ＦＬ＋１、ＦＬ＋３、及びＦＬ＋５部位での低温衝撃靭性（－５０℃）の測定結果（各位置別に３回測定した結果）をグラフ化して示す図である。
本発明の発明者らは母材の機械的物性だけでなく、溶接熱影響部の強度及び靭性に優れた鋼材を得るために深く研究した。その結果、鋼材の合金組成に加えて、製造条件を最適化することにより、大入熱溶接にも強度及び靭性に優れた溶接熱影響部の確保が可能な鋼材を提供できることを確認し、本発明を完成するに至った。
本明細書で言及する「鋼材」は、一連の工程を経て製造された熱延鋼板だけでなく、熱延鋼板に溶接を行い、溶接部（溶接熱影響部を含む）が形成された鋼材も含む。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の一実施形態による溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．０８％、シリコン（Ｓｉ）：０．１５～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．２～１．８％、リン（Ｐ）：０．００８％以下（０％を除く）、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下（０％を除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５～０．１％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１～０．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０５％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、窒素（Ｎ）：２０～１００ｐｐｍを含む。
以下では、本発明により提供される圧力容器用鋼材の合金成分を上記のように制御する理由について詳細に説明する。このとき、特に断りのない限り、各成分の含有量は、重量％を意味する。
炭素（Ｃ）：０．０２～０．０８％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を向上させるために効果的な元素であり、このような効果を十分に得るためには０．０２％以上含有することが好ましい。但し、その含有量が０．０８％を超えると、母材及び溶接部の低温衝撃靭性を大きく阻害するようになる。
したがって、本発明では、Ｃを０．０２～０．０８％含み、０．０４～０．０７％含むことがより有利である。
シリコン（Ｓｉ）：０．１５～０．５％
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸剤として用いられ、鋼の強度及び靭性向上に有用な元素である。このようなＳｉ含有量が０．５％を超えると、却って低温衝撃靭性及び溶接性が劣化するため、０．５％以下含有することが好ましい。また、Ｓｉ含有量が０．１５％未満であると、脱酸効果が不十分である。
したがって、本発明では、Ｓｉを０．１５～０．５％含み、０．１５～０．４％含むことがより有利である。
マンガン（Ｍｎ）：１．２～１．８％
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化により強度を確保するために有利な元素である。このような効果を十分に得るためにはＭｎを１．２％以上含有することが好ましい。但し、その含有量が１．８％を超えると、鋼中の硫黄（Ｓ）と結合してＭｎＳを形成することで常温延伸率及び低温衝撃靭性を大きく阻害するという問題がある。
したがって、本発明では、Ｍｎを１．２～１．８％含み、１．３～１．７％含むことがより有利である。
リン（Ｐ）：０．００８％以下（０％を除く）
リン（Ｐ）は、鋼の強度向上及び耐食性の側面では有利であるのに対し、衝撃靭性を大きく阻害するため、可能な限り低く維持することが有利である。
但し、Ｐを非常に低い含有量に制御するためには、過度の費用がかかるため、０．００８％以下に制限することが好ましい。
硫黄（Ｓ）：０．００３％以下（０％を除く）
硫黄（Ｓ）は、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳなどを形成することで、衝撃靭性を大きく損なうため、可能な限り低く維持することが好ましい。
Ｐと同様に、Ｓを非常に低い含有量に制御するためには、過度の費用がかかるため、０．００３％以下に制限することが好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）：０．００５～０．１％
アルミニウム（Ａｌ）は、低い費用で溶鋼を脱酸することができる元素であって、上記効果を十分に得るためにはＡｌを０．００５％以上含有することが好ましい。但し、その含有量が０．１％を超えると、連続鋳造時にノズルの目詰まりを誘発するという問題がある。
したがって、本発明では、Ａｌを０．００５～０．１％含む。
ニッケル（Ｎｉ）：０．０１～０．５％
ニッケル（Ｎｉ）は、母材の強度及び靭性を同時に向上させるために有利な元素であり、このような効果を十分に得るためには０．０１％以上含有することが好ましい。但し、Ｎｉは高価な元素として０．５％を超えて添加すると、経済性が大きく低下するという欠点がある。
したがって、本発明では、Ｎｉを０．０１～０．５％含む。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．１％
モリブデン（Ｍｏ）は、少量の添加だけで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同時に、ベイナイトまたはマルテンサイト相などの硬質相の形成を誘導する効果がある。また、強度を大きく向上させるため、０．０１％以上添加する必要がある。但し、Ｍｏは高価な元素であり、過度に添加すると溶接部の硬度を過度に増加させて靭性を阻害するおそれがあるため、これを考慮して、０．１％以下に制限する必要がある。
したがって、本発明では、Ｍｏを０．０１～０．１％含む。
ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は、ＮｂＣまたはＮｂ（Ｃ、Ｎ）の形で析出し、母材及び溶接部の強度を大きく向上させるだけでなく、高温で再加熱時に固溶されたＮｂがオーステナイトの再結晶及びフェライトまたはベイナイトの変態を抑制することで、組織の微細化効果を得ることができる。また、圧延後の冷却時にもオーステナイトの安定性を高めるため、低い速度での冷却時にもマルテンサイトまたはベイナイトなどの硬質相（ｈａｒｄ ｐｈａｓｅ）の生成を促進させて母材の強度向上に有用である。但し、鋼材を溶接した後、粒界フェライト相が形成される場合、粗大なＮｂＣ炭化物が形成されて物性が低下するおそれがある。
したがって、上述した効果を十分に得るためにはＮｂを０．００５％以上含有する。但し、溶接部の衝撃靭性の確保の側面を考慮して、０．０５％以下含有する。
チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％
チタン（Ｔｉ）は、再加熱時の結晶粒の成長を抑制し、低温靭性を大きく向上させるために有利な元素である。上述した効果を十分に得るためには０．００５％以上含有することが好ましいが、過度に添加して０．０２％を超えると、連鋳ノズルの目詰まりや中心部の晶出によって低温衝撃靭性が劣化するおそれがある。
したがって、本発明では、Ｔｉを０．００５～０．０２％含む。
窒素（Ｎ）：２０～１００ｐｐｍ
窒素（Ｎ）は、Ｔｉとともに添加すると、ＴｉＮ析出物を形成して溶接時の熱影響による結晶粒成長を抑制する効果がある。上述した効果を得るためには、２０ｐｐｍ以上含有することが好ましく、Ｎ含有量を２０ｐｐｍ未満に制御する場合、製鋼負荷を大きく増加させ、結晶粒成長の抑制効果が十分でなくなる。一方、Ｎ含有量が１００ｐｐｍを超えると、ＡｌＮが形成されて表面クラックを誘発するという問題がある。
したがって、本発明では、窒素（Ｎ）を２０～１００ｐｐｍ含む。
上述した合金組成を有する本発明の鋼材の物性をさらに向上させる目的で、以下のようにＶをさらに含むことができる。
バナジウム（Ｖ）：０．０１～０．１％
バナジウム（Ｖ）は、他の合金元素に比べて固溶される温度が低く、溶接熱影響部に析出し、強度の低下を防止する効果がある。したがって、ＰＷＨＴ後の強度の確保が十分でない場合、０．０１％以上添加する。但し、その含有量が０．１％を超えると、ＭＡなどの硬質相の分率が増大し、溶接部の低温衝撃靭性を阻害するという問題がある。
したがって、本発明では、Ｖを添加する場合、０．０１～０．１％含む。
本発明の残りの成分は、Ｆｅである。但し、通常の製造過程では、原料や周囲環境から意図されない不純物が不可避に混入することがあるため、これを排除することはできない。このような不純物は、通常の製造過程の技術者であれば、誰でも分かるものであるため、そのすべての内容は特に本明細書に記載しない。
一方、上述した合金組成を有する本発明の鋼材は、下記の関係式１で表される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４２未満であることが好ましい。
炭素当量（Ｃｅｑ）が０．４２以上であると、母材及び溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがあるだけでなく、溶接前の予熱温度が上昇し、製造費用が増加するという問題がある。
［関係式１］
０．４２＞Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
（ここで、各元素は、重量含有量を意味する。）
上述した合金組成とＣｅｑ値が制御された本発明の鋼材は１０～４０ｍｍの厚さを有し、微細組織として面積分率２０～６０％の針状フェライト及び４０～８０％のベイナイト相を含む。
本発明の鋼材は、微細組織として低温組織を有することにより、優れた強度及び靭性を確保することができる。
もし、針状フェライト相が２０％未満であるか、ベイナイト相が８０％を超えると、強度確保には有利であるのに対し、靭性が劣化するおそれがあり、一方、針状フェライト相が６０％を超えるか、ベイナイト相が４０％未満に形成されると強度を十分に確保することが困難である。
一方、本発明の鋼材は、上述した組織を除いて、マルテンサイト相（焼戻しマルテンサイト相）を一定分率で含み、好ましくは、面積分率で１０％以下（０％を含む）含む。
さらに、本発明の鋼材は、溶接を行うことができ、溶接後の溶接熱影響部（ＨＡＺ）内の溶融線（Ｆｕｓｉｏｎ ｌｉｎｅ）の微細組織がフェライト及びベイナイト相を有することが好ましい。
すなわち、本発明の鋼材は溶接後、溶融線の微細組織として軟質相及び硬質相を適宜形成することから、溶接部の強度及び靭性を有利に確保することができる。
このとき、溶融線の微細組織の各相の分率については特に限定しないが、好ましくはフェライト相を５～２０面積％含有し、残部組織としてベイナイト相を含む。本発明の溶融線は、フェライト相及びベイナイト相を除いて、ＭＡ相をさらに５％以下（０％を含む）含む。
また、本発明の鋼材において、母材及び溶接熱影響部内の溶融線（Ｆｕｓｉｏｎ ｌｉｎｅ）は炭窒化物を含み、炭窒化物はＭＣまたはＭ（Ｃ、Ｎ）型であり、Ｍは、Ｍｏ及びＴｉのうちの１種以上であり、Ｍｏは２０重量％以上であることが好ましい。
上記炭窒化物が溶融線内に形成されることでオーステナイトの結晶粒が粗大化することを防止する効果があり、これにより、溶接熱影響部はオーステナイトの平均結晶粒サイズが５００μｍ以下である効果がある。
本発明は、ＰＷＨＴ後にも母材の微細組織を上述のように有し、これにより、ＰＷＨＴ後４５０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら、－５０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ以上であって、強度及び低温衝撃靭性に優れた効果がある。
また、本発明は、溶接後の溶接熱影響部内の溶融線（Ｆｕｓｉｏｎ ｌｉｎｅ）の組織を上述のように制御することで、ＰＷＨＴ前には引張強度が４５０ＭＰａ以上、－５０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが５０Ｊ以上であるのに対し、ＰＷＨＴ後の溶接熱影響部の引張強度が４５０ＭＰａ以上であり、－５０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーを１００Ｊ以上に確保することができる。
一方、本発明において、上記溶接方法では、大入熱溶接を適用することができ、一例として、入熱量１００～２００ＫＪ／ｃｍのＥＧＷ（Ｅｌｅｃｔｒｏ Ｇａｓ Ｗｅｌｄｉｎｇ）の方法を適用することができる。ＥＧＷ方法は、１パス（１－ｐａｓｓ）溶接方法であって、通常の多パス（ｍｕｌｔｉ－ｐａｓｓ）溶接方法に比べて経済的に有利であるという効果がある。
すなわち、本発明の鋼材は、大入熱溶接を適用しても、強度及び靭性に優れた溶接熱影響部を得ることができる。
以下、本発明の一態様による溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法について詳細に説明する。
まず、上述した合金組成及び関係式１を満たす鋼スラブを用意した後、鋼スラブを１０５０～１２５０℃で再加熱する工程を経る。
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を得ることができない。一方、その温度が１０５０℃未満であると、スラブ内に生成された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、鋼スラブを１０５０～１２５０℃で再加熱する。
上記によって再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板に製造する。熱間圧延は、粗圧延及び仕上げ圧延を経て行われる。
粗圧延は、１２００～Ａｒ３＋３０℃の温度範囲で行い、仕上げ圧延はＡｒ３以上で行う。粗圧延時の温度がＡｒ３＋３０℃未満であると、後続する仕上げ圧延時の温度がＡｒ３未満に低下して、品質不良が発生するおそれがある。
本発明におけるＡｒ３は、次のように表すことができる。
Ａｒ３＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－５５Ｎｉ－８０Ｍｏ＋１１９Ｖ＋１２４Ｔｉ－１８Ｎｂ＋１７９Ａｌ（ここで、各元素は、重量含有量を意味する。）
上述のように、製造された熱延鋼板を常温～５５０℃の温度範囲に冷却する、この時、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を行う。
冷却時の冷却速度が５℃／ｓ未満であると、フェライト結晶粒が粗大化するおそれがあり、上部ベイナイトのパケット（ｐａｃｋｅｔ）サイズが粗大化して、目標とする物性の確保が難しくなる。冷却速度の上限は特に限定しないが、設備仕様及び熱延鋼板の厚さなどを考慮して、１００℃／ｓ以下で行う。
また、冷却終了温度が５５０℃を超えると、パーライトまたは上部ベイナイト相が形成されて強度及び靭性が低下するおそれがある。
一方、上述の説明によれば、冷却を行う際に、冷却は、仕上げ熱間圧延を完了した直後に開始することができ、６５０℃以上で開始することが好ましい。もし、冷却の開始温度が６５０℃未満であると、フェライト分率が過度に高くなり、強度を十分に確保し難い。したがって、上記冷却は６５０℃以上で開始し、７４０℃以上で開始することがより有利である。
上述のように、冷却が完了した本発明の熱延鋼板は、微細組織が面積分率で２０～６０％の針状フェライト及び４０～８０％のベイナイトで構成され、十分な強度を確保することができる。このとき、マルテンサイト相を１０％以下（０％を含む）含む。
このような熱延鋼板の微細組織は、溶接後に行われるＰＷＨＴ工程後にもそのまま維持されるが、ベイナイト相及びマルテンサイト相は焼戻しベイナイトまたは焼戻しマルテンサイト相に変態する。
上述した一連の工程を経て製造された本発明の鋼材について溶接を行い、この時、入熱量１００～２００ＫＪ／ｃｍの大入熱ＥＧＷ工程で行う。
大入熱ＥＧＷ後に形成された溶接熱影響部内の溶融線（Ｆｕｓｉｏｎ ｌｉｎｅ）の微細組織は、フェライト及びベイナイトを含む。このとき、微細組織は、一部ＭＡ相を含み、面積分率で５％以下含むことが好ましい。
上記のような微細組織を有する溶接熱影響部は、後続ＰＷＨＴ工程後にも４５０ＭＰａ以上の引張強度及び－５０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーを１００Ｊ以上に確保する。
加えて、溶接を完了した後には、残留応力の除去などを目的として、溶接後熱処理（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ、ＰＷＨＴ）工程を行う。
溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）の工程条件は、特に限定しないが、５９０～６２０℃の温度範囲で６０分以上行う。
一般的に、長時間のＰＷＨＴ工程後には、鋼の強度及び靭性の劣化が発生するのに対し、本発明の鋼材は、上記のようなＰＷＨＴ工程を行っても強度及び靭性の大きな低下がない。
具体的には、本発明の鋼材（母材）は、ＰＷＨＴ後にも４５０ＭＰａ以上の引張強度、－５０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーを２００Ｊ以上に確保することができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示して、より詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の技術範囲を限定するためのものではない。
（実施例１）
下記の表１に示す合金組成を有する鋼スラブを１１２０～１２００℃で再加熱した後、８７０℃で仕上げ圧延して、それぞれの熱延鋼板を製造した。この後、熱延鋼板に対して６８０～８１０℃で冷却を開始し、５～７０℃／ｓの冷却速度で１００～２００℃まで水冷した。この後、５９５℃で６０分間維持した後で空冷する、溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）工程を行った。この時、溶接後熱処理工程は２回行った。
鋼スラブのそれぞれの厚さによる製造条件は、下記の表２に示す。
Figure 0007236540000001
 （表１におけるＰ＊、Ｓ＊、Ｎ＊はｐｐｍで示したものである。）
Figure 0007236540000002
 （厚さ１０ｍｍの場合は、仕上げ圧延の開始温度の指定なしに粗圧延直後に仕上げ圧延を行ったものである。）
この後、ＰＷＨＴ工程を完了したそれぞれの鋼材について微細組織を観察し、機械的物性を評価した。
微細組織は光学顕微鏡で観察してから、ＥＢＳＤ装備を利用して針状フェライト、ベイナイト、マルテンサイト相を目視で区分し、それぞれの分率を測定した。
そして、それぞれの鋼材のうちの厚さ３０ｍｍに該当する鋼材について機械的物性を測定する。この時、引張試験片は、ＪＩＳ １号規格試験片を圧延方向に垂直な方向に全厚さに対して採取し、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、及び延伸率（Ｅｌ）を測定し、衝撃試験片はＪＩＳ ４号規格試験片を圧延方向に垂直な方向に厚さ方向１／４ｔ（ここで、ｔは鋼材の厚さ（ｍｍ）を意味する）地点で採取して衝撃靭性（ＣＶＮ）を測定し、その結果を下記の表３に示す。このとき、試験片は、ＰＷＨＴ前後にそれぞれ採取し、各試験片別に引張試験を行った。
Figure 0007236540000003
Figure 0007236540000004
Figure 0007236540000005
表３及び表４に示すように、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鋼材の厚さ別の微細組織を確認する。具体的には、鋼材の厚さに関係なく意図する分率で針状フェライトとベイナイト相が適宜形成されるにつれて、ＰＷＨＴ後にも強度及び衝撃靭性の劣化が殆どないことが確認される。
一方、合金組成が本発明を満たしていない比較鋼１は、ＰＷＨＴ前の発明鋼に比べて強度または靭性がやや低いことが確認される。すなわち、比較鋼１は、Ｍｏを添加しないことにより、基地内にＭｏ系炭化物が生成されず、ＰＷＨＴ後の強度、靭性が劣化した。
一方、比較鋼２はＮｂの過多添加により、母材の強度及び靭性が発明鋼と類似するのに対し、下記で確認されるように溶接熱影響部の衝撃靭性が劣化した。これは、過多添加されたＮｂによりＴｉＮｂＣＮ炭窒化物が形成されて、溶接後の靭性が劣化するだけでなく、Ｎｂが粒界フェライトの形成を誘導して、溶接後の靭性に悪影響を及ぼしたものと認められる。
図１に示すように、発明鋼１は、ＰＷＨＴを行う前の場合、針状フェライト及びベイナイトが混在していることが確認され、ＰＷＨＴ後には焼戻し効果によって針状フェライト及び焼戻しベイナイトが生成されたことが確認される。
（実施例２）
実施例１のように、表１の合金組成を有する鋼スラブを［再加熱－熱間圧延－冷却］工程を経て製造したそれぞれの熱延鋼板に対して１７０ＫＪ／ｃｍの入熱量で１パス大入熱溶接（ＥＧＷ）を行い、溶接熱影響部を形成した。この後、５９５℃で６０分間維持した後、空冷する溶接後熱処理工程を行った。この時、溶接後熱処理工程は２回行った。
この後、ＰＷＨＴ工程を完了したそれぞれの鋼材のうちの厚さ３０ｍｍに該当する鋼材の溶接熱影響部内の溶融線（ＦＬ）について微細組織を観察し、機械的物性を評価した。
溶融線（ＦＬ）の微細組織は、光学顕微鏡で観察してから、ＥＢＳＤ装備を利用してフェライト、ベイナイトと硬質相（ＭＡ相）を目視で区分し、各分率を測定し、その結果を下記の表５に示す。また、溶融線（ＦＬ）のオーステナイト平均結晶粒大きさを測定し、その結果を併せて示す。
そして、溶接熱影響部内の溶融線（ＦＬ）で試験片を採取し、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、延伸率（Ｅｌ）及び衝撃靭性（ＣＶＮ）を測定した。これに加えて、ＦＬ＋１、ＦＬ＋３、及びＦＬ＋５部位でも、それぞれの試験片を採取し、衝撃靭性（ＣＶＮ）を測定し、その結果を下記の表６に示す（ここで＋１、＋３、＋５部位は、溶融線を基準に母材の方向にそれぞれ１ｍｍ、３ｍｍ、５ｍｍ離れた地点を意味する）。このとき、衝撃靭性（ＣＶＮ）の測定は、ＰＷＨＴ前後に試験片をそれぞれ採取した後、各試験片別に評価した。
Figure 0007236540000006
Figure 0007236540000007
表５及び表６に示すように、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鋼材をＥＧＷ方法で溶接して得られた溶接熱影響部内の溶融線（ＦＬ）の微細組織が確認される。具体的に、発明鋼１～４は、溶融線の組織として軟質相と硬質相が適宜形成されるにつれて、ＰＷＨＴ後にも強度及び衝撃靭性の劣化が殆どないことが確認される。
一方、合金組成が本発明を満たしていない比較鋼１及び２は、溶接熱影響部内の溶融線のＰＷＨＴ後の衝撃靭性が劣化したことが確認される。
図２は、発明鋼４のＦＬ、ＦＬ＋１、ＦＬ＋３、及びＦＬ＋５部位の微細組織の写真を示す図であり、ＦＬ及びＦＬ＋１部位では、ベイナイトと一部粒界フェライトが観察され、ＦＬ＋３及びＦＬ＋５部位では、微細かつ均一のポリゴナルフェライト組織を有することが確認される。
また、図３に示すように、発明鋼４はＰＷＨＴ後に母材及び溶接熱影響部内の溶融線の衝撃靭性がすべての部位（ＦＬ、ＦＬ＋１、ＦＬ＋３、及びＦＬ＋５）で５０Ｊ以上確保されたことが確認される。

Claims (12)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．０８％、シリコン（Ｓｉ）：０．１５～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．２～１．８％、リン（Ｐ）：０．００８％以下（０％を除く）、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下（０％を除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５～０．１％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１～０．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０５％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、窒素（Ｎ）：２０～１００ｐｐｍ、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、下記関係式１を満たし、
    母材の微細組織が面積分率２０～６０％の針状フェライト及び４０～８０％のベイナイト相を含み、
    １０～４０ｍｍの厚さを有する鋼材であって、
    溶接後に溶接熱影響部内の溶融線（Ｆｕｓｉｏｎ ｌｉｎｅ）の微細組織がフェライト及びベイナイト相を含むことを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
    ［関係式１］
    ０．４２＞Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
    （ここで、各元素は、重量含有量を意味する。）
  2. 前記鋼材は、バナジウム（Ｖ）：０．０１～０．１％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靭性に優れた鋼材。
  3. 前記母材及び溶接熱影響部内の溶融線（Ｆｕｓｉｏｎ ｌｉｎｅ）は、炭窒化物を含み、
    前記炭窒化物は、ＭＣまたはＭ（Ｃ、Ｎ）型であり、前記Ｍは、２０重量％以上のＭｏ及び残部のＴｉ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鋼材。
  4. 前記溶接熱影響部のオーステナイトの平均結晶粒サイズが５００μｍ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鋼材。
  5. 前記母材は、面積分率で１０％以下（０％を含む）のマルテンサイト相または焼戻しマルテンサイト相を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靭性に優れた鋼材。
  6. 前記鋼材は、ＰＷＨＴ後の引張強度が４５０ＭＰａ以上、－５０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ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鋼材。
  7. 前記溶接熱影響部はＰＷＨＴ後の引張強度が４５０ＭＰａ以上、－５０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが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鋼材。
  8. 前記溶接は、ＥＧＷ（Ｅｌｅｃｔｒｏ Ｇａｓ Ｗｅｌｄｉｎｇ）であり、入熱量１００～２００ＫＪ／ｃｍの大入熱溶接方法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鋼材。
  9. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．０８％、シリコン（Ｓｉ）：０．１５～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：１．２～１．８％、リン（Ｐ）：０．００８％以下（０％を除く）、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下（０％を除く）、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５～０．１％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０１～０．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０１～０．１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０５％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、窒素（Ｎ）：２０～１００ｐｐｍ、残部はＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、下記関係式１を満たす鋼スラブを１０５０～１２５０℃で再加熱する段階と、
    前記再加熱された鋼スラブを１２００～Ａｒ３＋３０℃の温度範囲で粗圧延する段階と、
    前記粗圧延後Ａｒ３以上で仕上げ圧延して１０～４０ｍｍの厚さを有する熱延鋼板を製造する段階と、
    前記熱延鋼板を常温～５５０℃まで５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する段階と、を含み、
    微細組織が面積分率２０～６０％の針状フェライト及び４０～８０％のベイナイト相を含む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。
    ［関係式１］
    ０．４２＞Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
    （ここで、各元素は、重量含有量を意味する。）
  10. 前記鋼スラブは、バナジウム（Ｖ）：０．０１～０．１％をさらに含む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鋼材の製造方法。
  11. 前記冷却された熱延鋼板を入熱量１００～２００ＫＪ／ｃｍでＥＧＷ工程を行った後に形成された溶接熱影響部内の溶融線（Ｆｕｓｉｏｎ ｌｉｎｅ）の微細組織がフェライト及びベイナイト相を含む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鋼材の製造方法。
  12. 前記ＥＧＷ工程後、５９０～６２０℃の温度範囲で溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）を行う段階をさらに含むことを特徴とする請求項１１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法
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