JP7276443B2 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁、タンクなどに使用される鋼板、特に、溶接を行った際の溶接熱影響部（以下、ＨＡＺとも称する）においても高い靭性を確保できる厚鋼板に関するものである。
近年、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁、タンクなどの構造物に使用される、溶接用鋼材の材質特性に対する要望は厳しさを増している。さらに、そのような構造物は、短期間で製造するべく、サブマージアーク溶接法、エレクトロガス溶接法、エレクトロスラグ溶接法などに代表される、大入熱溶接法の運用が希望されていることから、鋼材自身の靭性と同様に、ＨＡＺの靭性への要求も厳しさを増している。しかし、一般に、溶接入熱量が大きくなると、ＨＡＺの組織が粗大化し、ＨＡＺの靭性は低下することが知られている。このような大入熱溶接による靭性の低下に対して、これまでも多くの対策が提案されてきた。
大入熱溶接によるＨＡＺ（以下、大入熱ＨＡＺともいう）の靱性を改善する方法として、例えば特許文献１および特許文献２では、ＴｉＮ、Ａｌオキサイド等のピンニング効果によりオーステナイト粒の粗大化を抑制する方法が提案されている。また、特許文献３、特許文献４および特許文献５では、オーステナイト粒内にフェライト変態核を多数存在させることにより結晶粒内組織の微細化を図る技術が示されている。具体的には、ＴｉＮ、ＭｎＳ、Ｔｉオキサイド等をフェライト変態核として利用することにより、結晶粒内組織の微細化を達成し、ＨＡＺの低温靱性の改善を図っている。また、特許文献６では、固溶Ｂを活用し粒界フェライトの割合を抑えることでＨＡＺ靱性の改善を図っている。特許文献７では、Ｂの化合物を用いて、粒内のベイナイト組織を細粒化することで再現ＨＡＺ組織の改善を図っている。
しかしながら、上記の析出物を利用してＨＡＺを微細化する諸技術を適用しても、大入熱溶接を施す場合には、ＨＡＺ組織の粗大化は不可避であり、例えば－４０℃を下回る環境下では低温靭性の劣化が生じる。近年、船舶やタンク等においては、従来よりも低温の環境での運用が検討されており、上記の特許各文献に記載の技術が対象としている鋼材よりも飛躍的に溶接熱影響部の低温靭性を向上させた鋼材が必要とされるようになっている。そこで、本発明は、上記実情を鑑み、特に大入熱ＨＡＺの低温靱性が向上された鋼板を提供することを目的とするものである。
発明者らは、上記課題を解決するために、大入熱ＨＡＺの低温靱性を向上するための手法について鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得るに到った。
まず、発明者らは、大入熱溶接により生成する低靭性組織である粗大なフェライトサイドプレートに着目した。大入熱溶接を施したとき、オーステナイト粒が粗大に成長すると、そこから生成する組織も粗大となる。粗大なフェライトサイドプレート（以下、ＦＳＰと示す）は、上記のような粗大なオーステナイト粒界から生成した粗大な粒界フェライトを起点として、フェライトが粒内に伸長して形成される組織である。このＦＳＰ組織の粗さが低靭性の主要因である。そこで、発明者らは、粗大な粒界フェライトを微細化することにより、粗大なＦＳＰの生成が抑制されて、大入熱ＨＡＺの低温靭性が向上すると考えた。
まず、発明者らは、大入熱溶接により生成する低靭性組織である粗大なフェライトサイドプレートに着目した。大入熱溶接を施したとき、オーステナイト粒が粗大に成長すると、そこから生成する組織も粗大となる。粗大なフェライトサイドプレート（以下、ＦＳＰと示す）は、上記のような粗大なオーステナイト粒界から生成した粗大な粒界フェライトを起点として、フェライトが粒内に伸長して形成される組織である。このＦＳＰ組織の粗さが低靭性の主要因である。そこで、発明者らは、粗大な粒界フェライトを微細化することにより、粗大なＦＳＰの生成が抑制されて、大入熱ＨＡＺの低温靭性が向上すると考えた。
さらに、発明者らが鋭意検討した結果、次の(１)式で定義されるＳＢが所定の条件を満足し、次の（２）式で得られる温度がＡｒ３点（変態開始温度）よりも高い温度となる、成分組成に設計することによって、粒界に析出したＢＮから粒界フェライトが核生成し、粒界フェライトの微細化が達成できることを見出した。この粒界フェライトの微細化により、従来よりも優れた大入熱ＨＡＺの低温靱性を得ることができる。
ＳＢ＝［Ｂ］－０．７７×［Ｎ］＋０．２２×［Ｔｉ］ …（１）
Ｔ（℃）＝１２０００／（４．６３―ｌｏｇ（［Ｂ］×（［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４２）））－２７３ …（２）
ただし、Ｂ、Ｎ、Ｔｉは、各元素の含有量（質量％）である。
ＳＢ＝［Ｂ］－０．７７×［Ｎ］＋０．２２×［Ｔｉ］ …（１）
Ｔ（℃）＝１２０００／（４．６３―ｌｏｇ（［Ｂ］×（［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４２）））－２７３ …（２）
ただし、Ｂ、Ｎ、Ｔｉは、各元素の含有量（質量％）である。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は以下の通りである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０３～０．１５％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：１．２０～２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０００５～０．０１００％、
Ａｌ：０．００５～０．１００％、
Ｔｉ：０．００４～０．０３０％、
Ｂ：０．００２０～０．００５０％および
Ｎ：０．００３５～０．０１００％
を、次式（１）で示されるＳＢが－０．００１０以上０．０００２以下および、次式（２）で示される温度ＴがＡｒ３点超である範囲にて含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物である成分組成を有し、加工フェライトの体積分率が５０％以上である金属組織を有する、鋼板。
ＳＢ＝［Ｂ］－０．７７×［Ｎ］＋０．２２×［Ｔｉ］ …（１）
Ｔ（℃）＝１２０００／（４．６３―ｌｏｇ（［Ｂ］×（［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４２）））－２７３ …（２）
但し、前記式（１）および（２）における、［Ｂ］、［Ｎ］および［Ｔｉ］は各成分の含有量（質量％）を表す。
１．質量％で、
Ｃ：０．０３～０．１５％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：１．２０～２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０００５～０．０１００％、
Ａｌ：０．００５～０．１００％、
Ｔｉ：０．００４～０．０３０％、
Ｂ：０．００２０～０．００５０％および
Ｎ：０．００３５～０．０１００％
を、次式（１）で示されるＳＢが－０．００１０以上０．０００２以下および、次式（２）で示される温度ＴがＡｒ３点超である範囲にて含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物である成分組成を有し、加工フェライトの体積分率が５０％以上である金属組織を有する、鋼板。
ＳＢ＝［Ｂ］－０．７７×［Ｎ］＋０．２２×［Ｔｉ］ …（１）
Ｔ（℃）＝１２０００／（４．６３―ｌｏｇ（［Ｂ］×（［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４２）））－２７３ …（２）
但し、前記式（１）および（２）における、［Ｂ］、［Ｎ］および［Ｔｉ］は各成分の含有量（質量％）を表す。
ここで、前記Ａｒ３点は、例えば、
Ａｒ３（℃）＝９１０－２７３×Ｃ－７４×Ｍｎ－５７×Ｎｉ－１６×Ｃｒ－９×Ｍｏ－５×Ｃｕ
で求めることが可能である。なお、式における各元素は、該元素の含有量（質量％）を示す。
Ａｒ３（℃）＝９１０－２７３×Ｃ－７４×Ｍｎ－５７×Ｎｉ－１６×Ｃｒ－９×Ｍｏ－５×Ｃｕ
で求めることが可能である。なお、式における各元素は、該元素の含有量（質量％）を示す。
２．前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～１．５０％、
Ｎｂ：０．００５～０．０４０％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、
Ｍｇ：０．０００２～０．００５０％および
ＲＥＭ：０．００１０～０．１０００％
の１種または２種以上を含有する前記１に記載の鋼板。
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～１．５０％、
Ｎｂ：０．００５～０．０４０％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％、
Ｍｇ：０．０００２～０．００５０％および
ＲＥＭ：０．００１０～０．１０００％
の１種または２種以上を含有する前記１に記載の鋼板。
３．前記１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を１０５０℃以上１２００℃以下の温度に加熱後、９００℃以下の温度まで７℃／ｓ以下の冷却速度で冷却後、８５０℃以下のフェライト＋オーステナイトの二相温度域における累積圧下率が６０％以上および、仕上温度が６５０℃以上である熱間圧延を施す、鋼板の製造方法。
４．前記熱間圧延を施した後、６５０℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下３００℃以上の温度域まで冷却する、前記３に記載の鋼板の製造方法。
本発明により、大入熱溶接を施しても溶接熱影響部の低温靱性に優れる鋼材を得ることができる。したがって、本発明の鋼材は、エレクトロガス溶接、サブマージアーク溶接、エレクトロスラグ溶接などの大入熱により施工される液化ガスの低温貯蔵タンクや低温環境で運用される船舶等の構造物に好適に用いられる。
以下に、本発明を実施するための形態について説明する。まず、本発明において化学成分を限定した意義について説明する。なお、本発明において、化学成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味している。
Ｃ：０．０３～０．１５％
Ｃは、必要な強度を得るために０．０３％以上の含有を必須とする。しかしながら、０．１５％を超えて含有すると、島状マルテンサイトが増加して溶接熱影響部の靱性が低下するため、上限を０．１５％とする。下限は、好ましくは０．０４５％である。また、０．１０％未満であることが好ましい。
Ｃは、必要な強度を得るために０．０３％以上の含有を必須とする。しかしながら、０．１５％を超えて含有すると、島状マルテンサイトが増加して溶接熱影響部の靱性が低下するため、上限を０．１５％とする。下限は、好ましくは０．０４５％である。また、０．１０％未満であることが好ましい。
Ｓｉ：０．０１～０．５０％
Ｓｉは、母材の強度確保および脱酸などに必要な成分であり、０．０１％以上で添加する。一方、０．５０％を超えると、ＨＡＺが硬化してＨＡＺの靭性が低下するため、上限を０．５０％とする。さらに、好ましい下限は０．１０％であり、好ましい上限は０．３０％である。
Ｓｉは、母材の強度確保および脱酸などに必要な成分であり、０．０１％以上で添加する。一方、０．５０％を超えると、ＨＡＺが硬化してＨＡＺの靭性が低下するため、上限を０．５０％とする。さらに、好ましい下限は０．１０％であり、好ましい上限は０．３０％である。
Ｍｎ：１．２０～２．００％
Ｍｎは、母材の強度を確保するために、１．２０％以上必要であり、２．００％を超えると溶接性が劣化するだけでなく鋼材コストも上昇する。したがって、Ｍｎの範囲は、１．２０～２．００％とする。下限は、好ましくは１．４０％である。上限は、好ましくは１．６０％である。
Ｍｎは、母材の強度を確保するために、１．２０％以上必要であり、２．００％を超えると溶接性が劣化するだけでなく鋼材コストも上昇する。したがって、Ｍｎの範囲は、１．２０～２．００％とする。下限は、好ましくは１．４０％である。上限は、好ましくは１．６０％である。
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、不可避的に混入する不純物であり、含有量が０．０２０％を超えると、母材および溶接部の靱性を低下させるため、上限を０．０２０％とする。なお、良好な靱性を得るためには、０．０１０％以下が好ましく、０．００７％以下であることがさらに好ましい。ちなみに、下限は限定する必要はないが、極低Ｐ化処理を施すことでコストが増加してしまうため、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐは、不可避的に混入する不純物であり、含有量が０．０２０％を超えると、母材および溶接部の靱性を低下させるため、上限を０．０２０％とする。なお、良好な靱性を得るためには、０．０１０％以下が好ましく、０．００７％以下であることがさらに好ましい。ちなみに、下限は限定する必要はないが、極低Ｐ化処理を施すことでコストが増加してしまうため、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０００５～０．０１００％
Ｓは、フェライト核生成に必要な複合介在物の核に所要のＭｎＳ、さらにＣａを添加する場合はＣａＳを生成させるために、０．０００５％以上は必要である。Ｓが０．０００５％未満となると、ＭｎＳ、さらにはＣａＳが十分に形成されず、ＨＡＺの靭性が低下する。一方、０．０１００％を超えると、母材の靱性を劣化させる。上限は好ましくは０．００９０％である。下限は、好ましくは０．００１０％である。
Ｓは、フェライト核生成に必要な複合介在物の核に所要のＭｎＳ、さらにＣａを添加する場合はＣａＳを生成させるために、０．０００５％以上は必要である。Ｓが０．０００５％未満となると、ＭｎＳ、さらにはＣａＳが十分に形成されず、ＨＡＺの靭性が低下する。一方、０．０１００％を超えると、母材の靱性を劣化させる。上限は好ましくは０．００９０％である。下限は、好ましくは０．００１０％である。
Ａｌ：０．００５～０．１００％
Ａｌは、鋼の脱酸上０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上が必要である。一方、０．１００％を超えて含有すると、母材の靱性を低下させると共に溶接金属の靱性を劣化させる。上限は、好ましくは０．０８％である。
Ａｌは、鋼の脱酸上０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上が必要である。一方、０．１００％を超えて含有すると、母材の靱性を低下させると共に溶接金属の靱性を劣化させる。上限は、好ましくは０．０８％である。
Ｔｉ：０．００４～０．０３０％
Ｔｉは、鋼の凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部（ＨＡＺ）でのオーステナイトの粗粒化抑制や、フェライト変態核となって高靱性化に寄与する。Ｔｉは、０．００４％に満たないとその効果は少なく、一方０．０３０％を超えるとＴｉＮ粒子の粗大化によって期待する効果が得られなくなる。したがって、Ｔｉの含有量は、０．００４～０．０３０％の範囲とする。下限は好ましくは０．００８％である。上限は、好ましくは０．０２０％である。
Ｔｉは、鋼の凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部（ＨＡＺ）でのオーステナイトの粗粒化抑制や、フェライト変態核となって高靱性化に寄与する。Ｔｉは、０．００４％に満たないとその効果は少なく、一方０．０３０％を超えるとＴｉＮ粒子の粗大化によって期待する効果が得られなくなる。したがって、Ｔｉの含有量は、０．００４～０．０３０％の範囲とする。下限は好ましくは０．００８％である。上限は、好ましくは０．０２０％である。
Ｂ：０．００２０～０．００５０％
Ｂは、粒界フェライトを微細化させＨＡＺ靭性を向上させる上で重要な元素であり、フェライト変態温度以上で析出させるために少なくとも０．００２０％添加する。しかし、多量に添加すると母材靱性を劣化させるため、上限を０．００５０％とする。下限は好ましくは０．００２５％である。上限は、好ましくは０．００４０％である。
Ｂは、粒界フェライトを微細化させＨＡＺ靭性を向上させる上で重要な元素であり、フェライト変態温度以上で析出させるために少なくとも０．００２０％添加する。しかし、多量に添加すると母材靱性を劣化させるため、上限を０．００５０％とする。下限は好ましくは０．００２５％である。上限は、好ましくは０．００４０％である。
Ｎ：０．００３５～０．０１００％
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、かつＢと結合してＢＮを形成するために、０．００３５％以上で添加する。すなわち、Ｎが０．００３５％の下限を下回ると、ＢＮが形成されず十分なＨＡＺ靭性を確保できなくなる。一方、Ｎの含有量が増えると、固溶Ｎが増大しＨＡＺ靱性の低下を招くことから、０．０１００％を上限とした。下限は好ましくは０．００４０％である。上限は、好ましくは０．００９０％である。
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、かつＢと結合してＢＮを形成するために、０．００３５％以上で添加する。すなわち、Ｎが０．００３５％の下限を下回ると、ＢＮが形成されず十分なＨＡＺ靭性を確保できなくなる。一方、Ｎの含有量が増えると、固溶Ｎが増大しＨＡＺ靱性の低下を招くことから、０．０１００％を上限とした。下限は好ましくは０．００４０％である。上限は、好ましくは０．００９０％である。
本発明の鋼板は、以上の各成分を含み、残部はＦｅおよび不可避不純物である成分組成を有する。この成分組成において、さらに、次式（１）で示されるＳＢが－０．００１０以上０．０００２以下および、次式（２）で示される温度ＴがＡｒ３点超であることが肝要である。
ＳＢ＝［Ｂ］－０．７７×［Ｎ］＋０．２２×［Ｔｉ］ …（１）
Ｔ（℃）＝１２０００／（４．６３―ｌｏｇ（［Ｂ］×（［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４２）））－２７３ …（２）
但し、上記式（１）および（２）における、［Ｂ］、［Ｎ］および［Ｔｉ］は各成分の含有量（質量％）を表す。
ＳＢ＝［Ｂ］－０．７７×［Ｎ］＋０．２２×［Ｔｉ］ …（１）
Ｔ（℃）＝１２０００／（４．６３―ｌｏｇ（［Ｂ］×（［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４２）））－２７３ …（２）
但し、上記式（１）および（２）における、［Ｂ］、［Ｎ］および［Ｔｉ］は各成分の含有量（質量％）を表す。
本発明において、Ｂ、ＮおよびＴｉは、上記した式（１）および式（２）を満足するように含有させることにより、大入熱溶接時に鋼板が受ける熱サイクル（以下、溶接熱サイクルともいう）においてもＴｉＮが固溶することなく残存し、このＴｉＮを核としてＢＮが早期に析出するようになる。ここに、図１に、上記した成分組成の鋼板に入熱１０kJ/mm相当の溶接再現熱サイクルを付与したサンプルの観察画像を示すように、溶接熱サイクルの冷却過程の初期段階においてＴｉＮの周囲にＢＮが析出していることがわかる。すなわち、ＢＮはより高温域から析出しやすくなる。かようにＢＮがＴｉＮから析出すると、ＴｉＮとＢＮの複合析出物のサイズは、ＴｉＮ単独のサイズよりも大きくなる。析出物のサイズが大きくなることによって、フェライトが核生成しやすくなる。なお、核となるＴｉＮのサイズは１５nm以上２００nm以下が通常であり、ＢＮがＴｉＮに析出するとＢＮ被覆析出物のサイズは５０nm以上６００nm以下となる。フェライトが核生成しやすいということは、粒界に多くのフェライト核が生成するということであり、粒界に多くのフェライトができる。これらのフェライトは異なるＢＮから核生成していることから方位が異なるため、フェライトの結晶方位はランダム化する。この結晶方位のランダム化により、隣接するフェライト同士が合体しなくなる。その結果、粒界フェライトが微細化し、そこから生成するフェライトサイドプレートも微細化する。従って、式（１）および式（２）を満足することでＨＡＺ靭性が向上することになる。
すなわち、前記ＳＢの値が０．０００２を超えると、固溶Ｂが増加し該固溶Ｂによって焼き入れ性が上がり、島状マルテンサイトが形成される結果、低温での靱性を十分に確保できなくなる。また、前記ＳＢの値が－０．００１０を下回ると、ＢＮの析出が不十分になって、粒界フェライトを微細化できない。
さらに、前記式（２）は、図１に示したようにＴｉＮの周囲にＢＮが析出する際の析出温度Ｔを示しており、このＴがＡｒ３点以下になると、ＢＮを核としたフェライト生成が難しくなる結果、粒界フェライトの微細化が実現しない。
上記した成分組成を有する鋼板において、例えば、入熱量が５kJ／mm以上の大入熱溶接を行った際の、ボンド近傍の熱影響部組織は、旧γ粒界に生成する粒界フェライトの密度が２０個／mm以上となる。ここで、旧γ粒界の粒界フェライト生成密度は、溶接を模擬した熱サイクルシミュレーションの冷却途中でフェライト変態開始直後から急冷処理を行い、ＥＢＳＤ（電子線後方回折法）を用いて計測することができる。本発明において、旧γ粒界の隣接する３重点から３重点までの粒界に沿った曲線長さを旧γ粒界長さとして、その旧γ粒界上に生成した隣り合うフェライト粒の結晶方位差が１５度以上となるフェライト粒の個数を旧γ粒界上のフェライト数として、（旧γ粒界上のフェライト数）／（旧γ粒界長さ）により粒界フェライトの密度を定義する。
本発明の鋼板では、上記のような大入熱溶接を施したときに、ボンド近傍の熱影響部組織の、旧γ粒界上に生成する粒界フェライトの密度が２０個／mm以上となることから、粗大なフェライトサイドプレートの生成抑制が可能となり、ＨＡＺにおいて優れた低温靱性を実現する。ここで、ボンド近傍の熱影響部組織とは、溶接金属の母材鋼板との境界からおよそ０．５mm母材である鋼板側に入った位置までの領域をいう。旧γ粒界に生成する粒界フェライトの密度は、上記した式（１）および（２）に従ってＮ、ＢおよびＴｉの添加量を規定範囲内に制御することにより、例えば入熱量が５kJ／mm以上の大入熱溶接を行った際の、粒界フェライトの密度を２０個／mm以上とすることができる。すなわち、粗大なフェライトサイドプレートの生成が抑制されて、熱影響部において優れた靱性を得ることができる。
本発明において、上記成分組成を満足することにより低温靭性の向上を達成できるが、一方で、母材および継手の強度の確保が難しくなる。そこで、強度の確保を目的として、本発明に係る鋼板の金属組織は、該組織に占める加工フェライトの割合を体積分率で５０％以上とすることが肝要である。ここで、加工フェライトとは、Ｘ線回析（XRD）により求められる、転位密度ρの値が、１．０×１０１４ｍ－２以上のフェライトを指す。
すなわち、加工フェライトは、高密度の転位が導入されており、転位同士が相互作用を起こし互いの運動を妨げあうことで強度が上昇する。そして、この加工フェライトの体積分率を５０％以上とすることによって、強度が上昇することになる。
すなわち、加工フェライトは、高密度の転位が導入されており、転位同士が相互作用を起こし互いの運動を妨げあうことで強度が上昇する。そして、この加工フェライトの体積分率を５０％以上とすることによって、強度が上昇することになる。
なお、金属組織に占める加工フェライトの体積分率は、好ましくは６０％以上である。一方、加工フェライト量の上限は特に限定する必要はなく、１００％であってもよいが、圧延機の能力の観点からは、９０％以下であることが好ましい。その際の残部組織は、パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトのうちの１種類以上の硬質相であることが好ましい。
本発明の他の実施形態においては、さらに特性を向上させるため、上記成分組成に加えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭからなる群より選択される１種または２種以上を任意に含有することが可能である。
Ｃｕ：０．０１～０．５０％
Ｃｕは、鋼の焼き入れ性を高める元素であり、圧延後の母材の強度向上に加え、靱性、高温強度、耐候性などの機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮される。一方、過度の含有は母材の靱性や溶接性をかえって劣化させる。そのため、Ｃｕ含有量は０．０１～０．５０％とすることが好ましい。
Ｃｕは、鋼の焼き入れ性を高める元素であり、圧延後の母材の強度向上に加え、靱性、高温強度、耐候性などの機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮される。一方、過度の含有は母材の靱性や溶接性をかえって劣化させる。そのため、Ｃｕ含有量は０．０１～０．５０％とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．０１～１．５０％
Ｎｉは、鋼の焼き入れ性を高める元素であり、圧延後の母材の強度向上に加え、靱性、高温強度、耐候性などの機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮される。一方で、過度の含有は母材の靱性や溶接性をかえって劣化させることに加え、合金のコスト増加を招く。そのため、Ｎｉ含有量は０．０１～１．５０％とすることが好ましい。
Ｎｉは、鋼の焼き入れ性を高める元素であり、圧延後の母材の強度向上に加え、靱性、高温強度、耐候性などの機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮される。一方で、過度の含有は母材の靱性や溶接性をかえって劣化させることに加え、合金のコスト増加を招く。そのため、Ｎｉ含有量は０．０１～１．５０％とすることが好ましい。
Ｎｂ：０．００５～０．０４０％
Ｎｂは、母材の強度、靭性および継手の強度を確保するのに有効な元素である。その効果は０．００５％以上の含有により発揮される。一方、０．０４０％を超えて含有すると、溶接熱影響部に島状マルテンサイトを形成することにより靭性が劣化する。そのため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量を０．００５～０．０４０％とすることが好ましい。
Ｎｂは、母材の強度、靭性および継手の強度を確保するのに有効な元素である。その効果は０．００５％以上の含有により発揮される。一方、０．０４０％を超えて含有すると、溶接熱影響部に島状マルテンサイトを形成することにより靭性が劣化する。そのため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量を０．００５～０．０４０％とすることが好ましい。
Ｖ：０．００５～０．１００％
Ｖは、母材の強度・靭性の向上およびＶＮとしてフェライト生成核として働く。この効果はＶを０．００５％以上含有させることにより発揮される。一方、Ｖは０．１００％を超えて含有すると、かえって母材の靱性が低下する。このため、Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量を０．００５～０．１００％とすることが好ましい。
Ｖは、母材の強度・靭性の向上およびＶＮとしてフェライト生成核として働く。この効果はＶを０．００５％以上含有させることにより発揮される。一方、Ｖは０．１００％を超えて含有すると、かえって母材の靱性が低下する。このため、Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量を０．００５～０．１００％とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．０１～０．５０％
Ｃｒは、Ｃｕと同様に、鋼の焼き入れ性を高める元素であり、圧延後の母材の強度向上に加え、靱性、高温強度、耐候性などの機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮される。一方、過度の含有は母材の靱性や溶接性をかえって劣化させる。そのため、Ｃｒ含有量は０．０１～０．５０％とすることが好ましい。
Ｃｒは、Ｃｕと同様に、鋼の焼き入れ性を高める元素であり、圧延後の母材の強度向上に加え、靱性、高温強度、耐候性などの機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮される。一方、過度の含有は母材の靱性や溶接性をかえって劣化させる。そのため、Ｃｒ含有量は０．０１～０．５０％とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．０１～０．５０％
Ｍｏは、ＣｕやＣｒと同様に、鋼の焼き入れ性を高める元素であり、圧延後の母材の強度向上に加え、靱性、高温強度、耐候性などの機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮される。一方、過度の含有は母材の靱性や溶接性をかえって劣化させる。そのため、Ｍｏ含有量は０．０１～０．５０％とすることが好ましい。
Ｍｏは、ＣｕやＣｒと同様に、鋼の焼き入れ性を高める元素であり、圧延後の母材の強度向上に加え、靱性、高温強度、耐候性などの機能向上に寄与する。これらの効果は、０．０１％以上の含有によって発揮される。一方、過度の含有は母材の靱性や溶接性をかえって劣化させる。そのため、Ｍｏ含有量は０．０１～０．５０％とすることが好ましい。
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％
Ｃａは、Ｓの固定による母材の靭性向上に有用な元素であるが、含有量が０．００３０％を超えるとその効果は飽和するので、Ｃａは０．００３０％以下で含有させるものとする。一方、含有量が０．０００５％未満であると、Ｓの固定が不十分となる。そのため、Ｃａの含有量は、０．０００５％以上０．００３０％以下とすることが好ましい。
Ｃａは、Ｓの固定による母材の靭性向上に有用な元素であるが、含有量が０．００３０％を超えるとその効果は飽和するので、Ｃａは０．００３０％以下で含有させるものとする。一方、含有量が０．０００５％未満であると、Ｓの固定が不十分となる。そのため、Ｃａの含有量は、０．０００５％以上０．００３０％以下とすることが好ましい。
Ｍｇ：０．０００２～０．００５０％
ＲＥＭ：０．００１０～０．１０００％
ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも溶鋼中で強い脱酸力を有し、微細酸化物形成を補助する働きがあることから、必要に応じて添加する。脱酸効果を示す添加量はそれぞれ、Ｍｇ：０．０００２％以上、ＲＥＭ：０．００１０％以上であるが、多量に添加すると、粗大な介在物ができて母材特性を損ねることから、添加の上限をそれぞれＭｇ：０．００５０％およびＲＥＭ：０．１０００％とすることが好ましい。
ＲＥＭ：０．００１０～０．１０００％
ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも溶鋼中で強い脱酸力を有し、微細酸化物形成を補助する働きがあることから、必要に応じて添加する。脱酸効果を示す添加量はそれぞれ、Ｍｇ：０．０００２％以上、ＲＥＭ：０．００１０％以上であるが、多量に添加すると、粗大な介在物ができて母材特性を損ねることから、添加の上限をそれぞれＭｇ：０．００５０％およびＲＥＭ：０．１０００％とすることが好ましい。
本発明の製造方法は、以上の成分組成を有する鋼素材を１０５０℃以上１２００℃以下の温度に加熱後、９００℃以下の温度まで７℃／ｓ以下の冷却速度で冷却後、８５０℃以下のフェライト－オーステナイトの二相温度域における累積圧下率が６０％以上および、仕上温度が６５０℃以上である、熱間圧延を施す。次に、本発明における製造条件の限定理由について説明する。
［鋼素材加熱温度および９００℃以下の温度までの冷却速度］
まず、鋼素材、例えばスラブの加熱温度は、１０５０℃以上１２００℃以下であることが必要である。この理由は、１０５０℃未満の加熱では、凝固中に生成した靱性に悪影響を及ぼす粗大な介在物が溶けずに残る可能性があるためである。一方、高温で加熱すると、後述する冷却速度を制御して造りこんだ析出物を再溶解させてしまう可能性がある。これを踏まえると、相変態を完了させる意味での加熱温度としては１２００℃以下で十分である。なお、そのときに生じると考えられる結晶粒の粗大化も、上記したＴｉＮのピンニング効果により、あらかじめ防ぐことができる。以上より、加熱温度を１０５０℃以上１２００℃以下に限定した。
まず、鋼素材、例えばスラブの加熱温度は、１０５０℃以上１２００℃以下であることが必要である。この理由は、１０５０℃未満の加熱では、凝固中に生成した靱性に悪影響を及ぼす粗大な介在物が溶けずに残る可能性があるためである。一方、高温で加熱すると、後述する冷却速度を制御して造りこんだ析出物を再溶解させてしまう可能性がある。これを踏まえると、相変態を完了させる意味での加熱温度としては１２００℃以下で十分である。なお、そのときに生じると考えられる結晶粒の粗大化も、上記したＴｉＮのピンニング効果により、あらかじめ防ぐことができる。以上より、加熱温度を１０５０℃以上１２００℃以下に限定した。
次いで、９００℃以下の温度まで７℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する必要がある。この理由は、７℃／ｓを超える冷却速度では、ＢがＢＮとして析出せずに、粒界に固溶Ｂとして残存することで、粒界フェライトの生成が抑制され、母材の低温靭性を十分に確保することが困難となるためである。なお、冷却速度は、製造能率の観点から、１℃／ｓ以上とすることが好ましい。
［熱間圧延条件］
８５０℃以下のフェライト＋オーステナイトの二相温度域において累積圧下率６０％以上の熱間圧延を行う必要がある。その理由として、二相温度域における圧下量の増加は、圧延中のフェライトの加工による転位強化に伴う強度向上と加工によるサブグレインの形成を通じた細粒化の効果による靱性の向上の効果があるからである。
８５０℃以下のフェライト＋オーステナイトの二相温度域において累積圧下率６０％以上の熱間圧延を行う必要がある。その理由として、二相温度域における圧下量の増加は、圧延中のフェライトの加工による転位強化に伴う強度向上と加工によるサブグレインの形成を通じた細粒化の効果による靱性の向上の効果があるからである。
すなわち、二相温度域における累積圧下率を６０％以上に増加することにより、二相域の温度領域のフェライトに転位が加わる結果、強度の向上を図ることができる。特に、累積圧下率を６０％以上に高めることにより、加工フェライト分率を５０％以上確保することが可能となる。さらに、フェライト＋オーステナイトの二相温度域での累積圧下率が６０％以上となることにより、フェライトの圧延集合組織が発達し、低温靱性の向上に寄与することになる。
以上のことから、８５０℃以下のフェライト＋オーステナイトの二相温度域における累積圧下率を６０％以上に限定した。なお、累積圧下率は、圧延機能力の観点から、９０％以下とすることが好ましい。
以上のことから、８５０℃以下のフェライト＋オーステナイトの二相温度域における累積圧下率を６０％以上に限定した。なお、累積圧下率は、圧延機能力の観点から、９０％以下とすることが好ましい。
さらに、熱間圧延における仕上温度を、６５０℃以上とする。なぜなら、６５０℃未満で仕上圧延を行うと、相変態により生成したフェライトに必要以上に歪を与えることになり、靱性が低下してしまうためである。
さらに、上記の熱間圧延を施した後、６５０℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下３００℃以上の温度域まで冷却することが、母材の強度を高める上で好ましい。
［熱間圧延後冷却条件］
また、前記鋼素材は６５０℃以上で熱間圧延を完了させた後、６５０℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下３００℃以上の温度域まで冷却することが好ましい。すなわち、６５０℃以上から冷却する理由として、６５０℃未満にて冷却を開始すると、焼き入れ性が不十分となり、所要の強度が得られない可能性があるためである。また、冷却速度が５℃／ｓ未満では均一なミクロ組織を有する鋼を得ることが難しくなる。さらに、６００℃以下３００℃以上の温度域まで冷却することが好ましい。なぜなら、６００℃を超える温度での冷却停止では、焼き入れ性の観点から、十分な強度確保が困難となるためである。また、３００℃未満の温度での冷却停止は、鋼材特性に大きな変化を与えないことから、操業上の負荷のみが大きくなるためである。上記の理由により、鋼片は６５０℃以上で熱間延性を完了させた後、６５０℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下３００℃以上まで冷却することが好ましい。なお、冷却速度は、母材の靭性確保の観点から、５０℃／ｓ以上とすることが好ましい。
［熱間圧延後冷却条件］
また、前記鋼素材は６５０℃以上で熱間圧延を完了させた後、６５０℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下３００℃以上の温度域まで冷却することが好ましい。すなわち、６５０℃以上から冷却する理由として、６５０℃未満にて冷却を開始すると、焼き入れ性が不十分となり、所要の強度が得られない可能性があるためである。また、冷却速度が５℃／ｓ未満では均一なミクロ組織を有する鋼を得ることが難しくなる。さらに、６００℃以下３００℃以上の温度域まで冷却することが好ましい。なぜなら、６００℃を超える温度での冷却停止では、焼き入れ性の観点から、十分な強度確保が困難となるためである。また、３００℃未満の温度での冷却停止は、鋼材特性に大きな変化を与えないことから、操業上の負荷のみが大きくなるためである。上記の理由により、鋼片は６５０℃以上で熱間延性を完了させた後、６５０℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下３００℃以上まで冷却することが好ましい。なお、冷却速度は、母材の靭性確保の観点から、５０℃／ｓ以上とすることが好ましい。
上記した鋼素材はスラブを用いることができるが、これら鋼素材を鋳造によって製造する場合、その鋳造条件に関して、以下の条件を満たすことが好ましい。すなわち、スラブ鋳造時の冷却速度を、０．３ｍ/min以上かつ１．０ｍ/min以下にする。鋳造速度が０．３ｍ/min未満になると、母材（鋼板）のＴｉＮのサイズが大きくなってしまう。ＴｉＮサイズが大きくなると、母材（鋼板）のＴｉＮ密度が低下してＢＮ複合析出物の量が減少する可能性がある。その結果、十分にフェライトが微細化できず、ＨＡＺ靭性が劣化する、おそれがある。なお、核となるＴｉＮのサイズは１５nm以上２００nm以下である。一方、鋳造速度が１．０ｍ/minを超えると、ＴｉＮの密度は増加するが、ＴｉＮのサイズが小さくなってしまい、溶接時に固溶してしまう可能性がある。その結果、オーステナイト粒径が粗大化して、ＨＡＺ靭性が劣化する、おそれがある。
かくして製造される鋼板は、上記した成分組成に加えて、加工フェライトの体積分率が５０％以上の組織を有することになる。好ましくは、フェライトからなる軟質相を含む主相とし、残部がパーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトのうちの１種類以上の硬質相からなる組織である。ここで、主相がフェライトとは、フェライトが体積分率で６０％以上であることを意味する。すなわち、フェライトは１００％であってもよいが、圧延性の観点からは９０％以下であることが好ましい。その際の残部は特に限定する必要はなく、例えば上記した通りである。ここで重要なのは、フェライトのうちの加工フェライトが組織に占める比率であり、該比率を体積分率で５０％以上とすることである。従って、加工フェライト以外のフェライト、すなわち転位密度ρの値が１．０×１０１４ｍ－２未満のフェライトが含まれていてもよい。
また、上記した用途の鋼板としては、低温靭性が高いことに加えて、とくに降伏応力が３２５MPa以上であることが好ましい。また、母材の－７０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは２００Ｊ以上であることが望ましい。さらに、大入熱溶接施工された継手の－７０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは８０Ｊ以上であることが望ましい。
次に、本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。
表１に示す成分組成に調整した鋼スラブ（鋼素材）に対して、表２に示す種々の条件に従って、スラブ加熱後に冷却し、次いで熱間圧延そして冷却処理を施して板厚２０mmの厚鋼板とした。
表１に示す成分組成に調整した鋼スラブ（鋼素材）に対して、表２に示す種々の条件に従って、スラブ加熱後に冷却し、次いで熱間圧延そして冷却処理を施して板厚２０mmの厚鋼板とした。
かくして得られた各厚鋼板からJIS Ｚ2241に準拠した引張試験片を採取し、JIS Ｚ2241に準拠した引張試験を行って降伏応力を測定した。また、各厚鋼板からJIS Ｚ2242に準拠した試験片を採取し、各試験片にＶ開先を加工し、JIS Ｚ2242に準拠したシャルピー衝撃試験を行って－７０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーを測定した。さらに、得られた各厚鋼板から、溶接継手作製用試験片を採取し、試験片にＶ開先を加工し、サブマージアーク溶接（溶接入熱量：１０２ｋＪ／ｃｍ）により、溶接継手を作製した。これら溶接継手から切欠き位置をボンド部とするJIS４号衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、－７０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーを測定した。
また、各厚鋼板の板厚1/4位置から、圧延方向に垂直な方向の断面を切り出し、金属組織観察用のサンプルとした。組織サンプルは鏡面まで研磨し、ナイタール（３％硝酸－エタノール溶液）で腐食して組織を現出して、１００倍の光学顕微鏡により組織を観察した。５視野で確認して、フェライトの分率を測定した。その際、フェライトに対してＸ線回析により転位密度ρを測定し、転位密度ρの値が１．０×１０１４ｍ－２以上となる加工フェライトの体積分率を測定した。この測定結果を、加工フェライトの体積分率とした。
以上の各測定結果を、表３に示す。
以上の各測定結果を、表３に示す。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３～０．１５％、
Ｓｉ：０．０１～０．４２％、
Ｍｎ：１．２０～２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０００５～０．０１００％、
Ａｌ：０．００５～０．１００％、
Ｔｉ：０．００４～０．０２６％、
Ｂ：０．００２０～０．００５０％および
Ｎ：０．００３５～０．０１００％
を、次式（１）で示されるＳＢが－０．００１０以上０．０００２以下および、次式（２）で示される温度ＴがＡｒ３点超となる範囲にて含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物である成分組成を有し、加工フェライトの体積分率が５０％以上である金属組織を有する、降伏応力が３２５MPa以上および－７０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ以上である、鋼板。
ＳＢ＝［Ｂ］－０．７７×［Ｎ］＋０．２２×［Ｔｉ］ …（１）
Ｔ（℃）＝１２０００／（４．６３―ｌｏｇ（［Ｂ］×（［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４２
）））－２７３ …（２）
但し、前記式（１）および（２）における、［Ｂ］、［Ｎ］および［Ｔｉ］は各成分の含有量（質量％）を表す。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～１．５０％、
Ｎｂ：０．００５～０．０４０％、
Ｖ：０．００５～０．１００％、
Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
Ｍｏ：０．０１～０．０９％、
Ｃａ：０．００１１～０．００３０％、
Ｍｇ：０．０００２～０．００５０％および
ＲＥＭ：０．００１０～０．１０００％
の１種または２種以上を含有する請求項１に記載の鋼板。 - 請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する鋼素材を１０５０℃以上１２００℃以下の温度に加熱後、９００℃以下の温度まで７℃／ｓ以下の冷却速度で冷却後、８５０℃以下のフェライト－オーステナイトの二相温度域における累積圧下率が６０％以上および、仕上温度が６８４℃以上である、熱間圧延を施した後、６５０℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下３００℃以上の温度域まで冷却する、加工フェライトの体積分率が５０％以上である金属組織を有する、降伏応力が３２５MPa以上および－７０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ以上である、鋼板の製造方法。
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