JP2006241551A - 溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板 - Google Patents
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Abstract
【課題】 Ｍｎの添加量を増加させ、ＮｉやＣｕの添加量を削減させることで、高強度、高機能化、低価格化を図ることができる溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板を提供する。
【解決手段】 質重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１４％、Ｍｎ：１．６０％超３．００％以下、Ｃ＋Ｍｎ／２０≦０．２２％、Ｍｎ≧２．３０−１０Ｃ（％）を満足するＣ及びＭｎを含有し、さらに、Ｐ：０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｓ：０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、さらに、Ｓｉ：０．５０％以下、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｔｉ：０．０２５％以下、Ｃａ：０．００６０％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下の群から選択された１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする。
【選択図】 なし
【解決手段】 質重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１４％、Ｍｎ：１．６０％超３．００％以下、Ｃ＋Ｍｎ／２０≦０．２２％、Ｍｎ≧２．３０−１０Ｃ（％）を満足するＣ及びＭｎを含有し、さらに、Ｐ：０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｓ：０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、さらに、Ｓｉ：０．５０％以下、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｔｉ：０．０２５％以下、Ｃａ：０．００６０％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下の群から選択された１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする。
【選択図】 なし
Description
本発明は、溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板に関するものである。
従来、構造材としての厚鋼板は、溶接して用いられることが多く、工業上の規格化も早くから進み、広く普及している。この厚鋼板に係わる日本工業規格としては、例えば、ＪＩＳ Ｇ ３１０６「溶接構造用圧延鋼材」等がある。
溶接構造用鋼として溶接性を改善する最も一般的で基本的な方法は、厚鋼板のＣ量や溶接性を示す指標である炭素当量（Ｃｅｑ）、溶接割れ感受性組成（ＰＣＭ）を低減させることである。
これまでにも、溶接構造用鋼の溶接性を改善するために、合金成分の適正化と製造方法を組み合わせた多くの技術が提案されている。
例えば、Ｍｎを含む鋼を例に採ると、Ｍｎを１．６％超（２．０％以下）を含む鋼の製造法が提案されている（特許文献１、２参照）。
特開昭６１−７９７４５号公報
特公平６−９４５６９号公報
溶接構造用鋼として溶接性を改善する最も一般的で基本的な方法は、厚鋼板のＣ量や溶接性を示す指標である炭素当量（Ｃｅｑ）、溶接割れ感受性組成（ＰＣＭ）を低減させることである。
これまでにも、溶接構造用鋼の溶接性を改善するために、合金成分の適正化と製造方法を組み合わせた多くの技術が提案されている。
例えば、Ｍｎを含む鋼を例に採ると、Ｍｎを１．６％超（２．０％以下）を含む鋼の製造法が提案されている（特許文献１、２参照）。
ところで、従来の日本工業規格ＪＩＳ Ｇ ３１０６「溶接構造用圧延鋼材」では、鋼材中のＭｎの含有量を１．６０％以下に規定しているために、Ｍｎを１．６０％を超えて添加した鋼材に関する提案は比較的少ない。
上記の日本工業規格でＭｎの添加量を１．６０％以下と規定している理由は必ずしも明確ではないが、規格制定が古いこともあって、制定当時の鋳片または鋼片のマクロ偏析制御技術やＭｎＳ生成に関わる脱硫能力等からＭｎの添加量を１．６０％以下と規定したものと思われる。
上記の日本工業規格でＭｎの添加量を１．６０％以下と規定している理由は必ずしも明確ではないが、規格制定が古いこともあって、制定当時の鋳片または鋼片のマクロ偏析制御技術やＭｎＳ生成に関わる脱硫能力等からＭｎの添加量を１．６０％以下と規定したものと思われる。
Ｍｎの添加量が１．６０％を超えた場合、Ｍｎの含有量が多いことから鋼材中に偏析が生じ易くなり、この偏析の増加に伴ってミクロ硬化組織が増加する虞がある。また、Ｍｎの含有量に伴ってＳの含有量も増加し、したがって、ＭｎＳが大量に存在することとなり、ＭｎＳに起因する割れが発生する虞がある。
一方、Ｍｎには鋼材の強度を増加させる効果があることが知られており、高強度の鋼材や厚手の鋼材を得ようとした場合、Ｍｎの添加量を増加させればよいのであるが、Ｍｎの添加量の上限が規定されていることから、Ｍｎの添加量を増加させることができない。したがって、母材および溶接継手靭性への悪影響が比較的小さいが高価であるＮｉやＣｕを添加することで要求特性を満足せざるを得ないのが現状である。
なお、上述した特許文献１、２では、Ｍｎが１．６％超（２．０％以下）を含む鋼の製造法に関する技術は開示されているものの、Ｍｎの添加量は高々１．７５％であり、しかも、Ｍｎの添加量とＣの添加量との関係については何等記載されていない。
一方、Ｍｎには鋼材の強度を増加させる効果があることが知られており、高強度の鋼材や厚手の鋼材を得ようとした場合、Ｍｎの添加量を増加させればよいのであるが、Ｍｎの添加量の上限が規定されていることから、Ｍｎの添加量を増加させることができない。したがって、母材および溶接継手靭性への悪影響が比較的小さいが高価であるＮｉやＣｕを添加することで要求特性を満足せざるを得ないのが現状である。
なお、上述した特許文献１、２では、Ｍｎが１．６％超（２．０％以下）を含む鋼の製造法に関する技術は開示されているものの、Ｍｎの添加量は高々１．７５％であり、しかも、Ｍｎの添加量とＣの添加量との関係については何等記載されていない。
本発明は、上記の事情に鑑みてなされたものであって、Ｍｎの添加量を増加させると共に高価なＮｉやＣｕの添加量を削減させることが可能で、既存の鋼材と同等あるいはそれ以上の高強度を有し、しかも、さらなる高機能化、低価格化を図ることが可能な溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板を提供することを目的とする。
本発明者等は、鋭意検討した結果、Ｍｎを多量に添加させた際に生じる連続鋳造スラブの中心偏析やＭｎＳの生成を、Ｃ、Ｐ、Ｓ等の含有量を制限することにより抑制することができることを見出し、本発明を完成するに至ったものであり、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１４％、Ｍｎ：１．６０％超３．００％以下、Ｃ＋Ｍｎ／２０≦０．２２％、Ｍｎ≧２．３０−１０Ｃ（％）を満足するＣ及びＭｎを含有し、
さらに、Ｐ：０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｓ：０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、
さらに、Ｓｉ：０．５０％以下、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｔｉ：０．０２５％以下、Ｃａ：０．００６０％以下、希土類元素：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下の群から選択された１種または２種以上を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板。
さらに、Ｐ：０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｓ：０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、
さらに、Ｓｉ：０．５０％以下、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｔｉ：０．０２５％以下、Ｃａ：０．００６０％以下、希土類元素：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下の群から選択された１種または２種以上を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板。
（２） さらに、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｕ／２≦Ｎｉ≦Ｍｎ／２、
かつ、Ｍｎ≦２．０％のとき、Ｎｉ＋Ｃｕ≦５．０−２Ｍｎ（％）、
Ｍｎ＞２．０％のとき、Ｎｉ＋Ｃｕ≦１．０％
を満足するＣｕ及びＮｉを含有してなることを特徴とする（１）に記載の溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板。
かつ、Ｍｎ≦２．０％のとき、Ｎｉ＋Ｃｕ≦５．０−２Ｍｎ（％）、
Ｍｎ＞２．０％のとき、Ｎｉ＋Ｃｕ≦１．０％
を満足するＣｕ及びＮｉを含有してなることを特徴とする（１）に記載の溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板。
（３） さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることを特徴とする（１）または（２）に記載の溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板。
本発明の溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板によれば、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ及びＳの添加量のバランスを取ることで、Ｍｎの上限規制に縛られることなく、Ｍｎの添加量を大幅に増加させることができ、その結果、高強度で、しかも溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板を提供することができる。
また、ＮｉやＣｕの添加量を削減あるいは全く添加しないので、高強度で、溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板を安価に提供することができる。
以上により、各種溶接鋼構造物の安全性を従来よりも低コストで高めることができる。
また、ＮｉやＣｕの添加量を削減あるいは全く添加しないので、高強度で、溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板を安価に提供することができる。
以上により、各種溶接鋼構造物の安全性を従来よりも低コストで高めることができる。
本発明の溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板の一実施の形態について説明する。
なお、この実施の形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
なお、この実施の形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
本発明の溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板は、
質重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１４％、Ｍｎ：１．６０％超３．００％以下、Ｃ＋Ｍｎ／２０≦０．２２％、Ｍｎ≧２．３０−１０Ｃ（％）を満足するＣ及びＭｎを含有し、
さらに、Ｐ：０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｓ：０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、
さらに、Ｓｉ：０．５０％以下、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｔｉ：０．０２５％以下、Ｃａ：０．００６０％以下、希土類元素（以下、ＲＥＭと略称する）：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下の群から選択された１種または２種以上を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなるものである。
質重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１４％、Ｍｎ：１．６０％超３．００％以下、Ｃ＋Ｍｎ／２０≦０．２２％、Ｍｎ≧２．３０−１０Ｃ（％）を満足するＣ及びＭｎを含有し、
さらに、Ｐ：０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｓ：０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、
さらに、Ｓｉ：０．５０％以下、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｔｉ：０．０２５％以下、Ｃａ：０．００６０％以下、希土類元素（以下、ＲＥＭと略称する）：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下の群から選択された１種または２種以上を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなるものである。
ここで、厚鋼板の組成を上記の様に限定した理由について説明する。
Ｃは、鋼材の特性に最も顕著に効くもので、０．０１〜０．１４％の範囲に限定するものである。ここで、Ｃの含有量を上記の様に限定した理由は、下限値の０．０１％は、強度確保及び溶接などの熱影響部が必要以上に軟化することのないようにするための最小量である。しかし、Ｃの添加量が多すぎると、焼入性が必要以上に上がり、鋼材が本来有すべき強度、靱性のバランス、溶接性などに悪影響を及ぼすため、上限を０．１４％とした。
Ｃは、鋼材の特性に最も顕著に効くもので、０．０１〜０．１４％の範囲に限定するものである。ここで、Ｃの含有量を上記の様に限定した理由は、下限値の０．０１％は、強度確保及び溶接などの熱影響部が必要以上に軟化することのないようにするための最小量である。しかし、Ｃの添加量が多すぎると、焼入性が必要以上に上がり、鋼材が本来有すべき強度、靱性のバランス、溶接性などに悪影響を及ぼすため、上限を０．１４％とした。
Ｍｎは、本願発明における最重要かつ最大の特徴をなす元素であり、１．６０％超３．００％以下の範囲に限定するものである。
ここで、Ｍｎの含有量を上記の様に限定した理由は、下限値の１．６０％は、従来技術と一線を画し、本願発明の特徴を明確にするために高いレベルとしたものである。Ｍｎは、母材の強度や靭性確保にも有効であり、溶接構造用鋼として一般に使用される引張強さ４００ＭＰａ級以上の強度を、ＣｕやＮｉを添加することなく、各種製造方法で厚鋼材を安定して得るためにはＭｎを１．６０％を超えて添加することが必要である。
この添加量を１．６０％超とすることにより、さらに高強度鋼において、高価なＮｉ、Ｃｕ添加が不可欠の場合でも、Ｎｉ、Ｃｕの添加量の低減を図ることが可能である。
ここで、Ｍｎの含有量を上記の様に限定した理由は、下限値の１．６０％は、従来技術と一線を画し、本願発明の特徴を明確にするために高いレベルとしたものである。Ｍｎは、母材の強度や靭性確保にも有効であり、溶接構造用鋼として一般に使用される引張強さ４００ＭＰａ級以上の強度を、ＣｕやＮｉを添加することなく、各種製造方法で厚鋼材を安定して得るためにはＭｎを１．６０％を超えて添加することが必要である。
この添加量を１．６０％超とすることにより、さらに高強度鋼において、高価なＮｉ、Ｃｕ添加が不可欠の場合でも、Ｎｉ、Ｃｕの添加量の低減を図ることが可能である。
また、上限値の３．００％については、必ずしも限界的な意味を有するものではなく、溶接構造用厚鋼板として優れた特性を有することが確認されたＭｎの含有量の上限値である。これに加えて、Ｍｎの含有量が多すぎると焼入性が上昇して溶接性や溶接部靭性を劣化させるだけでなく、連続鋳造スラブの中心偏析が顕著となる可能性がある点を考慮して上限値を３．０％とした。
Ｍｎの含有量は、上記の範囲内とすることはもちろんのこと、多量に含有する本願発明においては、Ｃの含有量に対応して規制しなければ、優れた溶接性や低温靭性は得られない。
そこで、Ｃ及びＭｎそれぞれの含有量を、Ｃ＋Ｍｎ／２０≦０．２２％、Ｍｎ≧２．３０−１０Ｃ（％）のそれぞれを満足するように規定した。
そこで、Ｃ及びＭｎそれぞれの含有量を、Ｃ＋Ｍｎ／２０≦０．２２％、Ｍｎ≧２．３０−１０Ｃ（％）のそれぞれを満足するように規定した。
まず、Ｍｎは、溶接性（溶接割れ感受性）に影響を及ぼすため、溶接性を示す指標の一つとして広く知られている溶接割れ感受性組成（ＰＣＭ）のＣとＭｎの項の関係から、その含有量を
Ｃ＋Ｍｎ／２０≦０．２２％
と限定する必要がある。
溶接割れ感受性組成（ＰＣＭ）は低いほど溶接性に優れ、溶接時の予熱が低減できるため、溶接割れ感受性組成（ＰＣＭ）に関与する他の元素も考慮して上記のように限定した。
したがって、上限値の０．２２％は、臨界的な意味合いを持つものではなく、他の元素が含まれる場合であっても、安定して優れた溶接性を確保することができる範囲として限定したものである。
Ｃ＋Ｍｎ／２０≦０．２２％
と限定する必要がある。
溶接割れ感受性組成（ＰＣＭ）は低いほど溶接性に優れ、溶接時の予熱が低減できるため、溶接割れ感受性組成（ＰＣＭ）に関与する他の元素も考慮して上記のように限定した。
したがって、上限値の０．２２％は、臨界的な意味合いを持つものではなく、他の元素が含まれる場合であっても、安定して優れた溶接性を確保することができる範囲として限定したものである。
また、Ｍｎは比較的偏析し易い元素であり、Ｃの含有量が多いほど、偏析の程度は顕著となる。このため、連続鋳造スラブの中心偏析を厚鋼板の所要特性を劣化させない程度に安定して制御する上で、Ｃの含有量が多いほど、Ｍｎの含有量を抑える必要がある。
そこで、Ｍｎの含有量を
Ｍｎ≧２．３０−１０Ｃ
と限定した。
そこで、Ｍｎの含有量を
Ｍｎ≧２．３０−１０Ｃ
と限定した。
以上により、上述したＣ、Ｍｎそれぞれの含有量の範囲および総量規制ともいえる関係式
Ｃ＋Ｍｎ／２０≦０．２２％
と併せ、Ｃ、Ｍｎは図１に示す実線で囲まれた領域の如く、自ずとある領域に限定されることとなる。
Ｃ＋Ｍｎ／２０≦０．２２％
と併せ、Ｃ、Ｍｎは図１に示す実線で囲まれた領域の如く、自ずとある領域に限定されることとなる。
Ｐ、Ｓは、本発明の鋼においては不純物であり、含有量が多くなると母材および溶接部の靭性を劣化させるため、いずれの含有量も低いほど好ましい。しかし、必要以上に含有量を低減することは、製鋼工程に対する負荷増となり、生産性やコストの面で得策ではない。
そこで、Ｐ、Ｓそれぞれの含有量の上限を、ＣおよびＭｎそれぞれの含有量に応じて限定した。
そこで、Ｐ、Ｓそれぞれの含有量の上限を、ＣおよびＭｎそれぞれの含有量に応じて限定した。
ここでは、Ｃ、Ｍｎそれぞれの含有量が多い（結果として偏析も助長される）ほど、Ｐ、Ｓ各々の上限値が抑制されたものとなることから、Ｐ、Ｓそれぞれの含有量を下記の通りに限定した。
Ｐ≦０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）
Ｓ≦０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）
なお、Ｐ、Ｓは、個別規制に加え、ＰとＳの総量を０．０１８％以下にすることがさらに好ましい。
ここで、ＰとＳの総量を０．０１８％以下と限定した理由は、母材及び溶接部の靭性を大きく劣化させないためである。
Ｐ≦０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）
Ｓ≦０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）
なお、Ｐ、Ｓは、個別規制に加え、ＰとＳの総量を０．０１８％以下にすることがさらに好ましい。
ここで、ＰとＳの総量を０．０１８％以下と限定した理由は、母材及び溶接部の靭性を大きく劣化させないためである。
Ｏは、鋼の清浄度にも直接関わるものである。比較的高いＭｎを含む本願発明の厚鋼板においては、Ｓの含有量の上限値をＣ、Ｍｎそれぞれの含有量に対応して制限することで、結果的にＭｎＳ生成も低減される傾向にあるが、同時に酸化物系の介在物も低減することが厚鋼板の特性を向上させる上で重要である。そこで、Ｏの含有量を０．００５％以下に限定した。
Ｏの含有量を低く抑えるためには、適切な脱酸元素の添加が必須であり、この脱酸元素としては、Ｓｉ：０．５０％以下、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｔｉ：０．０２５％以下、Ｃａ：０．００６％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下の群から選択された１種または２種以上を含有することが必要である。
上記の各元素の含有量の上限値は、鋼の清浄度を損ねない範囲の上限値として設定される。
上記の各元素の含有量の上限値は、鋼の清浄度を損ねない範囲の上限値として設定される。
脱酸元素は、上述した元素群から各種目的に応じて適宜選択可能である。
例えば、Ｓｉは、鋼の清浄性の観点のみならず溶接性、溶接部靭性にも影響を及ぼすため、その含有量を、これらの特性に悪影響を及ぼさない範囲に制限する必要がある。この上限規制は重要なものであるから、そこで、含有量の上限を０．５０％とした。
なお、鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌのみでも十分可能であるから、特に前記特性が強く要求される場合には、必ずしも添加する必要はない。
例えば、Ｓｉは、鋼の清浄性の観点のみならず溶接性、溶接部靭性にも影響を及ぼすため、その含有量を、これらの特性に悪影響を及ぼさない範囲に制限する必要がある。この上限規制は重要なものであるから、そこで、含有量の上限を０．５０％とした。
なお、鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌのみでも十分可能であるから、特に前記特性が強く要求される場合には、必ずしも添加する必要はない。
Ａｌは、脱酸元素として最も一般的なものであるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、選択的に添加可能である。
特に、Ｔｉ添加鋼の場合、後述するように、粒内変態を利用しているため、Ａｌを含有しない方が望ましい場合もある。含有量が多くなると鋼の清浄性だけでなく、溶接金属の靭性も劣化するので、含有量の上限を０．０６０％とした。
特に、Ｔｉ添加鋼の場合、後述するように、粒内変態を利用しているため、Ａｌを含有しない方が望ましい場合もある。含有量が多くなると鋼の清浄性だけでなく、溶接金属の靭性も劣化するので、含有量の上限を０．０６０％とした。
Ｔｉは、母材および溶接部の靭性向上に有効である。その理由は、Ｔｉは、Ａｌの添加量が少ないとき、例えばＡｌの含有量が０．００３％以下のとき、Ｏと結合してＴｉ２Ｏ３を主成分とする析出物を形成し、粒内に変態フェライトが生成される際の核となり、溶接部の靭性を向上させるからである。また、Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出することにより、加熱時のγ粒の粗大化を抑制し、圧延組織の細粒化に有効となり、また鋼板中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時に溶接部の組織を細粒化するからである。
なお、Ｔｉの含有量が多過ぎると、鋼の清浄性を損なうだけでなく、Ｃと結合してＴｉＣを生成し、低温靭性や溶接性を劣化させる虞がある。そこで、含有量の上限を０．０２５％とした。
なお、Ｔｉの含有量が多過ぎると、鋼の清浄性を損なうだけでなく、Ｃと結合してＴｉＣを生成し、低温靭性や溶接性を劣化させる虞がある。そこで、含有量の上限を０．０２５％とした。
ＣａおよびＲＥＭは、脱酸のみならず、硫化物の形態制御としても作用し、母材の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）感受性も低下させるという効果があるので、このような効果を得る目的のためには積極的に添加することが好ましい。
上記の効果を得ることのできるＣａおよびＲＥＭの含有量の下限値は、０．０００５％である。
ここでは、鋼の清浄性確保の観点から、Ｃａの含有量を０．００６０％以下、ＲＥＭの含有量を０．０１００％以下とした。
上記の効果を得ることのできるＣａおよびＲＥＭの含有量の下限値は、０．０００５％である。
ここでは、鋼の清浄性確保の観点から、Ｃａの含有量を０．００６０％以下、ＲＥＭの含有量を０．０１００％以下とした。
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、溶接部の強靭化を図ることができるので、このような目的のためには、少なくとも０．０００２％以上の添加が好ましい。
ただし、添加量が増えると、鋼の清浄性を劣化させるだけでなく、添加量に対する効果の発現程度が小さくなるため、コスト上得策ではない。そこで、上限を０．００５％とした。
ただし、添加量が増えると、鋼の清浄性を劣化させるだけでなく、添加量に対する効果の発現程度が小さくなるため、コスト上得策ではない。そこで、上限を０．００５％とした。
本発明の溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｕ／２≦Ｎｉ≦Ｍｎ／２、
かつ、Ｍｎ≦２．０％のとき、Ｎｉ＋Ｃｕ≦５．０−２Ｍｎ（％）、
Ｍｎ＞２．０％のとき、Ｎｉ＋Ｃｕ≦１．０％
を満足するＣｕ及びＮｉを含有してなることが好ましい。
さらに、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｕ／２≦Ｎｉ≦Ｍｎ／２、
かつ、Ｍｎ≦２．０％のとき、Ｎｉ＋Ｃｕ≦５．０−２Ｍｎ（％）、
Ｍｎ＞２．０％のとき、Ｎｉ＋Ｃｕ≦１．０％
を満足するＣｕ及びＮｉを含有してなることが好ましい。
ここで、Ｎｉ、Ｃｕを上記の様に限定した理由について説明する。
Ｎｉ、Ｃｕは、いずれも溶接性、溶接部靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させるものであるが、本発明の厚鋼板が、Ｍｎの含有量を増加させると共に、高価なＮｉやＣｕを極力低減することを目的としたものであるから、この点を考慮すると、Ｎｉ、Ｃｕそれぞれの上限については冶金的、技術的に制約されるものではなく、また、それぞれの下限についても特に規定するものでもない。
以上の点を考慮すると、ＮｉとＣｕとの和（Ｎｉ＋Ｃｕ）は、図２に示す実線で囲まれた領域の如く、自ずとある領域に限定されることとなる。
Ｎｉ、Ｃｕは、いずれも溶接性、溶接部靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させるものであるが、本発明の厚鋼板が、Ｍｎの含有量を増加させると共に、高価なＮｉやＣｕを極力低減することを目的としたものであるから、この点を考慮すると、Ｎｉ、Ｃｕそれぞれの上限については冶金的、技術的に制約されるものではなく、また、それぞれの下限についても特に規定するものでもない。
以上の点を考慮すると、ＮｉとＣｕとの和（Ｎｉ＋Ｃｕ）は、図２に示す実線で囲まれた領域の如く、自ずとある領域に限定されることとなる。
本発明の厚鋼板では、鋼の特性上、Ｎｉは３．０％、Ｃｕは２．０％程度までは許容されるが、本発明においては、要求強度や板厚によって、その要求特性を満足しながらもやむを得ず添加する場合でも、これらの元素を極力低く抑える必要がある。これらの点を考慮すると、Ｎｉ、Ｃｕそれぞれの添加量の最大値は１．０％となるので、Ｎｉ、Ｃｕそれぞれの含有量の上限を１．０％とした。
また、Ｃｕは、単独で多く添加すると、熱間圧延時にＣｕを核とするクラックが発生するため、熱間圧延工程そのものが実施困難となる。そこで、これを防止するため、Ｃｕを常にＮｉと共存させることとし、この場合のＮｉの含有量をＣｕの含有量の１／２以上とした。
このＣｕの含有量を０．６０％以上とした場合、適切な製造条件を付与することにより顕著な析出硬化現象を示す。したがって、Ｃｕの含有量は０．６０％以上が好ましい。
このＣｕの含有量を０．６０％以上とした場合、適切な製造条件を付与することにより顕著な析出硬化現象を示す。したがって、Ｃｕの含有量は０．６０％以上が好ましい。
本発明の溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることが好ましい。
さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることが好ましい。
ここで、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ及びＢそれぞれの含有量を上記の様に限定した理由について説明する。
なお、これらの元素を添加する理由は、本発明の鋼の溶接性、溶接部靭性等の優れた特徴を損なうことなく、強度、溶接性、低温靭性等の特性を向上させるためである。したがって、これらの元素の含有量は、溶接性、溶接部靭性に悪影響を及ぼさない範囲に制限される。
なお、これらの元素を添加する理由は、本発明の鋼の溶接性、溶接部靭性等の優れた特徴を損なうことなく、強度、溶接性、低温靭性等の特性を向上させるためである。したがって、これらの元素の含有量は、溶接性、溶接部靭性に悪影響を及ぼさない範囲に制限される。
Ｃｒ、Ｍｏは、本願発明の厚鋼板自体の強度を向上させる元素であるから、その効果を確実に発現させるためには、０．０５％以上を含むことが必要である。一方、含有量が多すぎると、母材や溶接部の靭性および溶接性が劣化する虞がある。そこで、含有量の上限を０．５０％とした。
Ｎｂは、圧延に先立つスラブの再加熱時や焼入れ時の加熱オーステナイトの細粒化を促し、さらに、この再加熱時や焼入れ時に析出硬化することにより強度を向上させるものであり、オーステナイトの未再結晶温度を上昇させ、しかも熱間圧延工程における圧延の制御効果を十分に発現させるためには、最低０．００５％を含有することが必要である。そこで、含有量の下限を０．００５％とした。
一方、Ｎｂを過剰に添加した場合、溶接部の靭性劣化を招く。そこで、含有量の上限を０．１０％とした。
一方、Ｎｂを過剰に添加した場合、溶接部の靭性劣化を招く。そこで、含有量の上限を０．１０％とした。
Ｖは、Ｎｂに比べてその効果は小さいが、Ｎｂとほぼ同様の作用・効果を奏するものであり、Ｎｂと同様にオーステナイトの未再結晶温度を上昇させ、しかも熱間圧延工程における圧延の制御効果を十分に発現させるためには、最低０．０１％を含有することが必要である。そこで、含有量の下限を０．０１％とした。
一方、Ｎｂと同様、過剰に添加した場合、溶接部の靭性劣化を招く。そこで、含有量の上限を０．１０％とした。
一方、Ｎｂと同様、過剰に添加した場合、溶接部の靭性劣化を招く。そこで、含有量の上限を０．１０％とした。
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することにより、フェライトの生成を抑制すると共に、焼入性を向上させ、強度を向上させる効果を十分に発現させるためには、最低０．０００２％を含有することが必要である。そこで、含有量の下限を０．０００２％とした。
一方、Ｂを過剰に添加した場合、Ｂ析出物が生成する虞があり、したがって、焼入性を向上させる効果が飽和するだけでなく、靭性が低下する可能性もある。そこで、含有量の上限を０．００３％とした。
一方、Ｂを過剰に添加した場合、Ｂ析出物が生成する虞があり、したがって、焼入性を向上させる効果が飽和するだけでなく、靭性が低下する可能性もある。そこで、含有量の上限を０．００３％とした。
なお、Ｂの添加が許容されない鋼材として、応力腐食割れ等が問題とされる鋼材がある。例えば、液体貯留用のタンク用鋼等の様に応力腐食割れが懸念される鋼材においては、母材および溶接熱影響部の硬さの低減がポイントとなることが多く、例えば、硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）を防止するためには、ＨＲＣ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされるが、この場合、Ｂが添加されると焼入性を増大させることになるので、好ましくない。
本願発明においては、Ｎの含有量についての限定はしないが、Ｎは不可避不純物として鋼中に含まれるものであり、鋼の特性上、０．００８％までは許容される。
なお、Ｎが鋼中に微量含まれていた場合、ＴｉＮ等を形成して前述のように鋼の性質を高めたり、Ｎｂ、Ｖ、Ｃ等と結合して炭窒化物を形成し、鋼の強度を増加させるという利点があり、一方、Ｎの含有量が多すぎた様な場合には、溶接部靭性や溶接性を低下させる虞があるが、Ｎの含有量は、意図的に添加しない限り、必要以上に高くなることはない。通常の鋼の製造工程では、Ｎの含有量が０．００８％を越えることはないので、本願発明においては、鋼中のＮの含有量を特に規定することはしない。
なお、Ｎが鋼中に微量含まれていた場合、ＴｉＮ等を形成して前述のように鋼の性質を高めたり、Ｎｂ、Ｖ、Ｃ等と結合して炭窒化物を形成し、鋼の強度を増加させるという利点があり、一方、Ｎの含有量が多すぎた様な場合には、溶接部靭性や溶接性を低下させる虞があるが、Ｎの含有量は、意図的に添加しない限り、必要以上に高くなることはない。通常の鋼の製造工程では、Ｎの含有量が０．００８％を越えることはないので、本願発明においては、鋼中のＮの含有量を特に規定することはしない。
また、本願発明は、鋼の組成に特徴を有するものであり、本願発明の鋼を製造する際には、鋼の組成や目的に応じて種々の製造方法を適宜適用すればよく、ここでは、製造方法については特に限定することはしない。
例えば、加熱・圧延温度規制のほとんどない普通圧延、加熱・圧延温度に規制を設けた制御圧延、さらにはその後の制御冷却（直接焼入れを含む）などはもちろん、焼戻処理、焼入−焼戻処理、焼きならし処理、二相域熱処理等、様々な製造プロセスを必要に応じて適宜選択可能である。
例えば、加熱・圧延温度規制のほとんどない普通圧延、加熱・圧延温度に規制を設けた制御圧延、さらにはその後の制御冷却（直接焼入れを含む）などはもちろん、焼戻処理、焼入−焼戻処理、焼きならし処理、二相域熱処理等、様々な製造プロセスを必要に応じて適宜選択可能である。
次に、本発明の厚鋼板を実施例１〜１７及び比較例２１〜２５にて説明する。
まず、転炉により、表１に示す様々な組成の鋼スラブを溶製し、次いで、表２に示す製造方法により、表２に示す板厚（３８〜７５ｍｍ）の厚鋼板を作製した。
製造方法は、普通圧延（ＯＲ）、制御圧延（ＣＲ）、加速冷却（ＡＣＣ）、焼入−焼戻（ＱＴ）、直接焼入−焼戻（ＤＱＴ）、焼き均し（Ｎ）の群から１種、または２種を組み合わせたものを適用した。
まず、転炉により、表１に示す様々な組成の鋼スラブを溶製し、次いで、表２に示す製造方法により、表２に示す板厚（３８〜７５ｍｍ）の厚鋼板を作製した。
製造方法は、普通圧延（ＯＲ）、制御圧延（ＣＲ）、加速冷却（ＡＣＣ）、焼入−焼戻（ＱＴ）、直接焼入−焼戻（ＤＱＴ）、焼き均し（Ｎ）の群から１種、または２種を組み合わせたものを適用した。
次いで、実施例１〜１７及び比較例２１〜２５各々の厚鋼板について、表２に示す機械的性質および溶接性の評価を行った。
ここでは、機械的性質として、降伏強さ、引張強さ、靭性（vＴrs）の３点を測定し、評価した。また、溶接性については、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ３１５８「斜めｙ形溶接割れ試験」に基づいてルート割れの停止予熱温度（℃）を測定し、評価した。
表１に鋼組成を示し、表２に厚鋼板の製造方法及び諸特性を示す。
ここでは、機械的性質として、降伏強さ、引張強さ、靭性（vＴrs）の３点を測定し、評価した。また、溶接性については、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ３１５８「斜めｙ形溶接割れ試験」に基づいてルート割れの停止予熱温度（℃）を測定し、評価した。
表１に鋼組成を示し、表２に厚鋼板の製造方法及び諸特性を示す。
これらの評価結果によれば、実施例１〜１７は、いずれも溶接構造用鋼として機械的性質は問題ないレベルにあるとともに、ルート割れの停止予熱温度が常温（２５℃）以下となっており、実質的に溶接時の予熱が不要であることが明らかとなった。また、Ｍｎの含有量を高めたことで、高価なＮｉやＣｕの含有量を低減することができ、低コスト化が可能であることが分かった。
これに対し、比較例２１〜２５は、降伏強さ、引張強さ、靭性（vＴrs）、ルート割れの停止予熱温度の各項目のうち１つまたは複数の項目で実施例１〜１７に劣っていることが分かった。
すなわち、比較例２１は、Ｍｎの含有量が低いだけであるから、特性上、本願発明の鋼に対し大きく劣るものではないが、加速冷却を施しているにも関わらず、強度・靭性がやや劣るものとなっている。
すなわち、比較例２１は、Ｍｎの含有量が低いだけであるから、特性上、本願発明の鋼に対し大きく劣るものではないが、加速冷却を施しているにも関わらず、強度・靭性がやや劣るものとなっている。
比較例２２は、ＣとＭｎの含有量がそれぞれ単独では本願発明の範囲内にあるものの、双方共含有量が高いためにＣ＋Ｍｎ／２０が高く、中心偏析が劣位にあることもあって靭性に劣り、溶接性（ルート割れの停止予熱温度）も劣るものであった。また、Ｃｕが添加されているが、Ｎｉが無添加のためＣｕ割れが生じ、重要構造部材としては問題がある。また、Ｃｕの含有量が多く、合金材料のコストの点で劣っているものであった。
比較例２３も、Ｃの含有量、Ｃ＋Ｍｎ／２０共に高く、靭性および溶接性が劣るものであった。
比較例２４は、Ｃ、Ｍｎそれぞれの添加量に対してＰの添加量が高く、ＰとＳの添加量の合計も高いため、靭性が劣るものであった。
比較例２５は、Ｏの含有量が高く、ＰとＳの添加量の合計もやや高いため、靭性が劣るものであった。
比較例２４は、Ｃ、Ｍｎそれぞれの添加量に対してＰの添加量が高く、ＰとＳの添加量の合計も高いため、靭性が劣るものであった。
比較例２５は、Ｏの含有量が高く、ＰとＳの添加量の合計もやや高いため、靭性が劣るものであった。
本発明は、Ｍｎの添加量を増加させると共に高価なＮｉやＣｕの添加量を削減させることにより、既存の鋼材と同等あるいはそれ以上の高強度を有しつつ、さらなる高機能化、低価格化を図ることを可能とした溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板であるから、船舶、自動車、工業用各種プラント等はもちろんのこと、それ以外の工業分野においても広く適用可能であり、その産業上の利用価値は極めて大きい。
Claims (3)
- 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１４％、Ｍｎ：１．６０％超３．００％以下、Ｃ＋Ｍｎ／２０≦０．２２％、Ｍｎ≧２．３０−１０Ｃ（％）を満足するＣ及びＭｎを含有し、
さらに、Ｐ：０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｓ：０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、
さらに、Ｓｉ：０．５０％以下、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｔｉ：０．０２５％以下、Ｃａ：０．００６０％以下、希土類元素：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下の群から選択された１種または２種以上を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板。 - さらに、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｕ／２≦Ｎｉ≦Ｍｎ／２、
かつ、Ｍｎ≦２．０％のとき、Ｎｉ＋Ｃｕ≦５．０−２Ｍｎ（％）、
Ｍｎ＞２．０％のとき、Ｎｉ＋Ｃｕ≦１．０％
を満足するＣｕ及びＮｉを含有してなることを特徴とする請求項１記載の溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板。 - さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることを特徴とする請求項１または２記載の溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板。
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