JP3975674B2 - 低合金鋼材の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、低合金鋼材の製造方法に関する。詳述すれば、主として海洋構造物、橋梁、造船、大型産業機械等の溶接構造物用鋼材として好適な高強度の低合金鋼材の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、経済性および安全性等の観点から、海洋構造物、橋梁、造船、大型産業機械等の溶接構造物における高強度化が益々進むと共に、これらの分野で使用される鋼材に対する要求特性は高まる一方である。これらの用途にもちいる鋼材は特性面から溶接性や高靭性が、また用途面から経済性が潜在的に求められている。
【０００３】
一般に、鋼材の靭性を向上させるには、低Ｃ化が有効であり、低Ｃ化による強度低下を補うため、種々の合金元素添加やプロセス面からの高強度化が図られている。例えば、ＡＳＴＭＡ７１０や米国特許第3692514 号ではＣｕ析出強化を利用した鋼材が開示されている。これらの鋼材は溶接性に優れていることが特徴であるが、 充分な低温靭性を有しているとは言い難い。
【０００４】
低温靭性を改善する技術としては、特許第2611565号あるいは同第2690578号公報に通常の熱間圧延後に冷間あるいは温間で圧下を加える方法が開示されている。しかしながらこれらの技術は、通常熱間圧延を行う厚板ミルにおいて冷間あるいは温間の圧下を加えるもので、設備負荷が大きく、広く一般に適用可能な技術とは言い難い。また、経済性の側面からは鋼材に不可避な腐食問題を最小化するため数年毎の塗装処理を要し、メンテナンスコスト上昇の主因となっている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の一般的課題は、溶接性、靱性、さらに耐食性に優れた高強度鋼材、特に溶接構造物用鋼材を開発することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決するため種々検討を重ねた結果、添加元素を規制した特定範囲の鋼組成とすることにより、溶接性と安定した靭性を具備し、かつ塗装処理等を要さず実用上充分なレベルに腐食を抑制した経済性に優れた、高強度低合金鋼材を提供することが可能であることを知り、本発明を完成した。
【０００７】
本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｍｎ：０．５０〜２．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．５０％以上、 2.5 ％未満、Ｎｉ：０．２５〜２％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｓｅ：０．００５％以下、およびＡｌ：０．１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成を有する鋼片を９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、熱間圧延を行った後、５８０℃以下の温度域まで冷却し、次いで４５０〜６８０℃に再加熱し、冷却することを特徴とする溶接構造物用低合金鋼材 ( ラインパイプ用鋼板を除く ) の製造法。
【０００８】
（２）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｍｎ：０．５０〜２．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．５０％以上、 2.5 ％未満、Ｎｉ：０．２５〜２％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｓｅ：０．００５％以下、およびＡｌ：０．１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成を有する鋼片を９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、熱間圧延を行った後、１〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で５８０℃以下の温度域まで冷却し、次いで４５０〜６８０℃に再加熱し、冷却することを特徴とする溶接構造物用低合金鋼材 ( ラインパイプ用鋼板を除く ) の製造法。
【０００９】
（３）上記（１）または（２）において、前記鋼組成が、さらに質量％でＣｒ：０．０５〜０．５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０２％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする溶接構造物用低合金鋼材の製造法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
次に、本発明において鋼組成および製造条件を上述のように規定した理由について詳細に説明する。なお、本明細書においては特にことわりがない限り、「％」は「質量％」を意味するものとする。
【００１１】
Ｃ：０．０２〜０．１％
Ｃは、強度上昇に寄与する元素であるが、０．０２％未満では強度を確保することは困難であり、一方、添加量が多いと溶接性および靭性を劣化させる。また、耐食性という面からはＣｒ炭化物を形成した場合、それがカソードとして作用し耐候性を劣化させる。したがって、Ｃ含有量は０．０２％以上０．１％以下と限定する。経済性や、より高い性能を求める意味から望ましいＣ含有量は０．０３％以上０．０８％以下である。
【００１２】
Ｍｎ：０．５０〜２．５％
Ｍｎは、鋼の強度および靭性を確保するために必要な元素ではあるが、０．５０％未満ではこのような効果は少なく、一方、２．５％を超えて多量に添加すると溶接性を劣化させる。また、多量に添加した場合、ＭｎＳを形成し腐食の起点となり、耐候性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５０％〜２．５％に限定する。経済性や、より高い性能を求める意味から望ましいＭｎ含有量は下限が０、６０％、より望ましくは、０．９％であり、一方、上限は１．８％である。
【００１３】
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下
Ｐ、Ｓは、ともに鋼の凝固時に偏析を起こし易い元素であり、この偏析により、溶接部を脆化させて靭性を低下させる。このため、Ｐ、Ｓともに含有量を低減することが望ましいが、著しい低減には相応の処理コストを要する。また、Ｐは耐候性を向上させる元素でもあるが、前述の通り溶接性、靭性面でのマイナス要素が大きい。そこで、本発明では、Ｐ含有量を０．０２５％以下と限定する。耐候性面での効果を求め、溶接性を損なわない意味から望ましいＰ添加量は０．００５％以上０．０２％以下である。一方、Ｓは、Ａ系介在物であるＭｎＳとなって鋼中に析出し、圧延時に延伸されて靭性を低下させ、更には腐食の起点となり耐候性をも劣化させる。そこで、本発明では、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。
【００１４】
Ｃｕ：０．５０％以上２．５％未満
Ｃｕは０．５０％以上の添加により耐候性を向上させる効果を持つ。また、圧延冷却後の析出強化処理による強化作用を活用することにより、低Ｃ化を実現し、溶接性と低温靭性ひいては破壊靭性の向上をもたらす。析出強化を有効に得るためには下限を０．５０％と限定する。また過度の添加は逆に靭性の低下をもたらすと共に、 鋼の熱間圧延中のＣｕクラックの発生やＨＡＺの粒界割れを助長しするという悪影響が顕著になる。このため、上限を２. ５％未満と限定する。経済性や、より高い性能を求める意味から望ましいＣｕ含有量は０．７％以上１．８％以下である。
【００１５】
Ｎｉ：０．２５％〜２％
Ｎｉは、Ｃｕとほぼ同様に溶接性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすこともなく、母材の強度、靭性を向上させるが、２％超の添加では構造用鋼材として極めて高価になるため経済性を失うため、添加量は２％以下と限定する。また、耐食性の面からＮｉを含有すると、Ｘ線的非晶質さびあるいはα-ＦｅＯＯＨは微細となり、鋼の溶解反応を抑制する作用を有すると共に、塩化物イオンの透過をある程度抑制する性質を発揮する。そのため、 一般にＪｌＳＧ３１１４として知られる耐候性鋼では耐食性を確保できない高飛来塩分環境においても耐候性効果が得られる。しかし、多量添加した場合、６％程度でこの効果が飽和すると共に経済性を失うこととなる。また、いずれの場合においても添加量が０．２％未満では効果が小さい。更には、ＮｉにはＣｕ添加時のＣｕクラック抑制効果がある。この効果を発揮する面からのＮｉ添加量は、Ｃｕ量の１／２以上が必要である。上述の効果を得ると共に優れた経済性を求める意味から望ましいＮｉ含有量は０．２５％〜２％である。より望ましくはＮｉ含有量の上限は１．５％、下限は０．４０％である。
【００１６】
Ｍｏ：０．０５％〜０．３０％
Ｍｏは強度を上昇させる元素である。更には酸素酸イオンの形でさびに吸着し、塩化物イオンの透過を抑制することで耐候性向上に効果があるが０．０５％未満の添加量ではその効果が少なく、０．３０％超の添加量では効果が飽和する。経済性と効果の両面を求める意味からもＭｏ含有量は、０．０５％〜０．３０％として限定する。
【００１７】
Ｎｂ：０．０３％以下
Ｎｂは、析出硬化と細粒化による靭性向上に有効な元素であるが、０．０３％を超えると溶接部の靭性が劣化する。そこで経済性やより高性能を求める意味からもＮｂ添加量は、０．０３％以下と限定する。
【００１８】
Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉは、オーステナイト粒粗大化防止に有効な元素であるが、０．０５％を超えると靭性が劣化する。そこでＴｉ添加量は、０．０５％以下と限定する。経済性や、より高い性能を求める意味から、望ましいＴｉ含有量は０．０３％以下である。特に、低温靱性の改善のためにTiはその効果を発揮することから、好ましくは０．００７％以上含有する。
【００１９】
Ｓｅ：０．００５％以下
Ｓｅは、添加により鋼の切肖リ 性を向上させるのに有効な元素であるが、硬くて脆い介在物を形成し破壊靭性の低下をもたらす、本発明の意図する鋼材では切削性向上を積極的に求める必要はなく、Ｓｅの意図的な添加を行わないが、製鋼時に使用する鉱石類やスクラップから微量汚染され、通常の条件下でも０．００７％程度は含有される場合がある。
【００２０】
本発明の場合には、過剰量のＳｅの存在は破壊靭性の深刻な劣化をもたらすことから、その含有量を、０．００５％以下と限定する。低温靱性についてのより高い性能を求める意味からＳｅ含有量は少なければ少ないほど望ましい。
【００２１】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、脱酸およびオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素であるが、脱酸効果に関してはＳｉやＭｎにより、また、オーステナイト粒粗大化防止効果に関してはＮｂやＴｉと云った微量元素添加で代替可能であり、多量添加では鋼中の清浄度を劣化させる懸念がある。よってＡｌ含有量は、０．１％以下と限定する。経済性や、より高い性能を求める意味から望ましいＡｌ含有量は０．０６％以下である。
【００２２】
その他の元素
本発明において、Cr、Ca、REMのうち１種又は２種を限定量含有させても良い。また、更には限定した元素以外で、鋼の製造において一般に添加される元素、例えば V、Ｂ等については、本発明の効果を阻害しない範囲で添加されることは制限されない。換言すれば、経済的に許容可能な添加量であれば本発明の効果を助長こそすれ阻害しないためその添加量に制限を設けない。
【００２３】
Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭの添加量と限定理由は以下の通りである。
Ｃｒ ：０．０５％〜０．５％
Ｃｒは強度を上昇させる元素である。更には耐候性向上に効果があるが、０．０５％未満の添加量ではその効果が少なく、０．５％超の添加量では、高飛来塩分環境における十分な耐候性が得られない。このため、Ｃｒ含有量は、０．０５％〜０．５％に限定する。材料コストと得られる性能向上との両面を考慮した場合、望ましいＣｒ含有量は０．１％〜０．３％である。
【００２４】
Ｃａ：０．０００５％〜０．００５％
Ｃａは鋼中において酸化物または硫化物として存在し、さび粒子の微細析出、凝集を促進し、耐候性改善に寄与する。また、硫化物を形成する際は、Ｓ減少による結果としてＭｎＳ形成を抑制するので、ＭｎＳによる悪影響を排除することとなる。一方、過剰な添加は過度の酸化物または硫化物の形成を通じ、靭性低下や鋼材の清浄度劣化を引き起こす。このため、Ｃａ含有量は、０．０００５％〜０．００５％として限定する。
【００２５】
ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭは溶接性を向上させる効果を有し、必要に応じ添加できる。しかし、多量添加は鋼材の清浄度を劣化させるため、０．０２％を上限とする。
【００２６】
その他、本発明にあっては不可避不純物ならびに強度、Ceq 、Pcm 等を調整するために鋼に一般的に添加される元素を含有していてもよい。
(熱間圧延)本発明では、このようにして製造した鋼片を９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、熱間圧延を行う。加熱温度が９５０℃未満の場合はＮｂが充分にマトリックスに固溶しないため、続いて行われる熱間圧延においてオーステナイトの再結晶を抑制することができず、 組織の微細化が不充分となり、充分な靭性が得られない。一方、加熱温度が１２５０℃を超えると連続鋳造鋳片の加熱時にオーステナイト結晶粒が粗大化し、板厚中心部だけでなく母材全体の靭性が低下する。そこで、本発明では、連続鋳造鋳片の加熱温度は９５０℃〜１２５０℃とする。好ましくは、上限温度は、１１８０℃であり、下限温度は１０００℃である。その他の熱間圧延の条件は、通常の鋼材製造における条件でよいが、例えば、圧延終了温度は、７００〜８５０℃の範囲とするのが好ましい。
【００２７】
(冷却）
熱間圧延を終了した後に、 放冷又は必要に応じて１〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で５８０℃以下の温度域まで冷却する。放冷は好ましくは空冷で行う。このときも冷却停止温度は５８０℃以下であればよく、その限りであれば特に制限されない。
【００２８】
ここで言う「必要に応じて」とは、目標とする鋼材の板厚と低温靭性確保の両面から決定するのもであり、例えば、より低温での高靭性を必要とする鋼材又は厚肉鋼材であって放冷時の冷却速度が遅い場合は加速冷却を実施することが効果的であることを意味する。
【００２９】
強制冷却の場合、圧延終了温度に応じた冷却開始温度が選択されるが、通常は圧延終了後直ちに冷却を開始する。しかし、場合によっては、さらに低温で冷却を開始することが望ましいことがあり、そのときの冷却開始温度への冷却条件は特に制限されない。
【００３０】
この冷却における平均の冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満であると、粗大な炭化物を伴うベイナイト組織等が生成し易いので、特に鋼板の中心部の充分な降伏強さを確保することができない。一方、冷却速度が５０℃／ｓｅｃを超えると、鋼板の表層部近傍で焼きが入り易いために表層の靭性が低下することがある。そこで本発明では、５８０℃以下の温度域までの平均冷却速度を１℃／ｓｅｃ以上５０℃／ｓｅｃ以下と限定する。好ましい下限は、５℃／ｓｅｃである。
【００３１】
ここに、「冷却速度」は鋼材の平均冷却速度である。
この冷却における冷却停止温度が５８０℃を超えると、鋼板の中心部のみならず表層部においても、マルテンサイトあるいは下部ベイナイト等の生成が不充分になるので強度を確保することができない。そこで、本発明では、冷却停止温度は５８０℃以下とする。
【００３２】
(熱処理）
放冷あるいは加速冷却した鋼を４５０〜６８０℃に再加熱した後、冷却処理を実施する。このときの冷却処理の条件は特に制限されない。この熱処理工程は、Ｃｕの析出強化を効率的かつ安定的に発揮させるためであり、目的とする強度・低温靭性に応じ、４５０〜６８０℃の温度範囲で実施する。ここで、下限を４５０℃と限定するのは、これより低温では熱処理中にＣｕの析出が充分に完了せず、 その後で構造物等に加工される際の溶接熱によって継ぎ手近傍で母材の特性が著しく変化することが懸念されるからである。また上限を６８０℃と限定するのは、それを越えると過時効により充分な強度が確保できなくなるためである。
【００３３】
なお、この熱処理工程での再加熱は、それに先立つ冷却工程での冷却停止温度よりもより高温への再加熱を意味するのである。また、冷却停止温度と再加熱温度が同じ場合にはその温度で保持するだけでよい。
【００３４】
【実施例】
次に、実施例を参照しながら、本発明の作用効果をより具体的に説明する。
本実施例における目標性能は、ＹＳ≧550MPa、vTrs≦−60℃であるが、これは本発明がこの強度・靭性レベルに限定されることを示唆するものではなく、必要に応じた強度・靭性レベルは、鋼組成、製造条件の調整により適宜達成可能である。
【００３５】
表１および表３に示す鋼組成・製造条件を有する鋼板を７３種製造した。実施例では、「鋼材」が「鋼板」である場合を例にとるが、棒鋼材、条鋼材、鋼管材等他の形態であっても効果は変わらない。
【００３６】
表１における、例No. １〜５１は本発明の実施例であり、表３における例No. ５２〜７３は比較例である。
結果は表２および表４に示す。同表において、「耐食性」は飛来塩分量０. ５mg/dm2/day相当の大気腐食環境にて１．５年間の水平曝露を実施し、比較材のＪｌＳＧ３１１４ ＳＭＡ５７０Ｗ鋼に対して板厚減少量が１／３以下であったものを良好であるとして○印にて示した。
【００３７】
また、「表面性状」は目視及び浸透探傷法で製品として有害な表面疵がないものを○印で示した。
「内質」の評価はＪｌＳＧ０８０１に準じ、感度を２４ｄＢ上げて評価した。「溶接性」は、入熱０．７ｋＪ／ｍｍで溶接した場合で溶接熱影響部の最高硬さをビッカース硬さ試験により測定し、３００以下であれば溶接性良好として○印で示した。
【００３８】
いずれの場合も不良であるものは×印で示した。
表２の結果から明らかなように、本発明例（例No. １〜５１）は目標値以上のＹＳと良好な低温靭性を示し、耐食性、表面性状、内質および溶接性のいずれの評価でも良好であった。
【００３９】
これに対し、表４に示す比較例（例No. ５２〜７３）は鋼組成または製造条件のいずれかが本発明の範囲を外れたため、ＹＳ又はvTrsの目標値を確保できない、または耐食性、表面性状、内質及び溶接性のいずれかで本発明が意図するレベルを越えることが出来なかった。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】
【表３】
【００４３】
【表４】
【００４４】
【発明の効果】
本発明によれば、高強度とともに低温靱性が確保でき、しかもこれまでの圧延設備を使用することでその製造が可能となるなど、その実際上の効果は大きい。
【００４５】
このように本発明の鋼材は、溶接性と安定した低温靭性を有し、且つ飛来塩分量が多い環境下においても充分な耐大気腐食性を発揮することから、溶接構造物におけるメンテナンスコストを大幅に減少することのできる優れた経済性を発揮でき工業上大変有用なものである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、低合金鋼材の製造方法に関する。詳述すれば、主として海洋構造物、橋梁、造船、大型産業機械等の溶接構造物用鋼材として好適な高強度の低合金鋼材の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、経済性および安全性等の観点から、海洋構造物、橋梁、造船、大型産業機械等の溶接構造物における高強度化が益々進むと共に、これらの分野で使用される鋼材に対する要求特性は高まる一方である。これらの用途にもちいる鋼材は特性面から溶接性や高靭性が、また用途面から経済性が潜在的に求められている。
【０００３】
一般に、鋼材の靭性を向上させるには、低Ｃ化が有効であり、低Ｃ化による強度低下を補うため、種々の合金元素添加やプロセス面からの高強度化が図られている。例えば、ＡＳＴＭＡ７１０や米国特許第3692514 号ではＣｕ析出強化を利用した鋼材が開示されている。これらの鋼材は溶接性に優れていることが特徴であるが、 充分な低温靭性を有しているとは言い難い。
【０００４】
低温靭性を改善する技術としては、特許第2611565号あるいは同第2690578号公報に通常の熱間圧延後に冷間あるいは温間で圧下を加える方法が開示されている。しかしながらこれらの技術は、通常熱間圧延を行う厚板ミルにおいて冷間あるいは温間の圧下を加えるもので、設備負荷が大きく、広く一般に適用可能な技術とは言い難い。また、経済性の側面からは鋼材に不可避な腐食問題を最小化するため数年毎の塗装処理を要し、メンテナンスコスト上昇の主因となっている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の一般的課題は、溶接性、靱性、さらに耐食性に優れた高強度鋼材、特に溶接構造物用鋼材を開発することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決するため種々検討を重ねた結果、添加元素を規制した特定範囲の鋼組成とすることにより、溶接性と安定した靭性を具備し、かつ塗装処理等を要さず実用上充分なレベルに腐食を抑制した経済性に優れた、高強度低合金鋼材を提供することが可能であることを知り、本発明を完成した。
【０００７】
本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｍｎ：０．５０〜２．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．５０％以上、 2.5 ％未満、Ｎｉ：０．２５〜２％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｓｅ：０．００５％以下、およびＡｌ：０．１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成を有する鋼片を９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、熱間圧延を行った後、５８０℃以下の温度域まで冷却し、次いで４５０〜６８０℃に再加熱し、冷却することを特徴とする溶接構造物用低合金鋼材 ( ラインパイプ用鋼板を除く ) の製造法。
【０００８】
（２）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｍｎ：０．５０〜２．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．５０％以上、 2.5 ％未満、Ｎｉ：０．２５〜２％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｓｅ：０．００５％以下、およびＡｌ：０．１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成を有する鋼片を９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、熱間圧延を行った後、１〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で５８０℃以下の温度域まで冷却し、次いで４５０〜６８０℃に再加熱し、冷却することを特徴とする溶接構造物用低合金鋼材 ( ラインパイプ用鋼板を除く ) の製造法。
【０００９】
（３）上記（１）または（２）において、前記鋼組成が、さらに質量％でＣｒ：０．０５〜０．５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０２％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする溶接構造物用低合金鋼材の製造法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
次に、本発明において鋼組成および製造条件を上述のように規定した理由について詳細に説明する。なお、本明細書においては特にことわりがない限り、「％」は「質量％」を意味するものとする。
【００１１】
Ｃ：０．０２〜０．１％
Ｃは、強度上昇に寄与する元素であるが、０．０２％未満では強度を確保することは困難であり、一方、添加量が多いと溶接性および靭性を劣化させる。また、耐食性という面からはＣｒ炭化物を形成した場合、それがカソードとして作用し耐候性を劣化させる。したがって、Ｃ含有量は０．０２％以上０．１％以下と限定する。経済性や、より高い性能を求める意味から望ましいＣ含有量は０．０３％以上０．０８％以下である。
【００１２】
Ｍｎ：０．５０〜２．５％
Ｍｎは、鋼の強度および靭性を確保するために必要な元素ではあるが、０．５０％未満ではこのような効果は少なく、一方、２．５％を超えて多量に添加すると溶接性を劣化させる。また、多量に添加した場合、ＭｎＳを形成し腐食の起点となり、耐候性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５０％〜２．５％に限定する。経済性や、より高い性能を求める意味から望ましいＭｎ含有量は下限が０、６０％、より望ましくは、０．９％であり、一方、上限は１．８％である。
【００１３】
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下
Ｐ、Ｓは、ともに鋼の凝固時に偏析を起こし易い元素であり、この偏析により、溶接部を脆化させて靭性を低下させる。このため、Ｐ、Ｓともに含有量を低減することが望ましいが、著しい低減には相応の処理コストを要する。また、Ｐは耐候性を向上させる元素でもあるが、前述の通り溶接性、靭性面でのマイナス要素が大きい。そこで、本発明では、Ｐ含有量を０．０２５％以下と限定する。耐候性面での効果を求め、溶接性を損なわない意味から望ましいＰ添加量は０．００５％以上０．０２％以下である。一方、Ｓは、Ａ系介在物であるＭｎＳとなって鋼中に析出し、圧延時に延伸されて靭性を低下させ、更には腐食の起点となり耐候性をも劣化させる。そこで、本発明では、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。
【００１４】
Ｃｕ：０．５０％以上２．５％未満
Ｃｕは０．５０％以上の添加により耐候性を向上させる効果を持つ。また、圧延冷却後の析出強化処理による強化作用を活用することにより、低Ｃ化を実現し、溶接性と低温靭性ひいては破壊靭性の向上をもたらす。析出強化を有効に得るためには下限を０．５０％と限定する。また過度の添加は逆に靭性の低下をもたらすと共に、 鋼の熱間圧延中のＣｕクラックの発生やＨＡＺの粒界割れを助長しするという悪影響が顕著になる。このため、上限を２. ５％未満と限定する。経済性や、より高い性能を求める意味から望ましいＣｕ含有量は０．７％以上１．８％以下である。
【００１５】
Ｎｉ：０．２５％〜２％
Ｎｉは、Ｃｕとほぼ同様に溶接性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすこともなく、母材の強度、靭性を向上させるが、２％超の添加では構造用鋼材として極めて高価になるため経済性を失うため、添加量は２％以下と限定する。また、耐食性の面からＮｉを含有すると、Ｘ線的非晶質さびあるいはα-ＦｅＯＯＨは微細となり、鋼の溶解反応を抑制する作用を有すると共に、塩化物イオンの透過をある程度抑制する性質を発揮する。そのため、 一般にＪｌＳＧ３１１４として知られる耐候性鋼では耐食性を確保できない高飛来塩分環境においても耐候性効果が得られる。しかし、多量添加した場合、６％程度でこの効果が飽和すると共に経済性を失うこととなる。また、いずれの場合においても添加量が０．２％未満では効果が小さい。更には、ＮｉにはＣｕ添加時のＣｕクラック抑制効果がある。この効果を発揮する面からのＮｉ添加量は、Ｃｕ量の１／２以上が必要である。上述の効果を得ると共に優れた経済性を求める意味から望ましいＮｉ含有量は０．２５％〜２％である。より望ましくはＮｉ含有量の上限は１．５％、下限は０．４０％である。
【００１６】
Ｍｏ：０．０５％〜０．３０％
Ｍｏは強度を上昇させる元素である。更には酸素酸イオンの形でさびに吸着し、塩化物イオンの透過を抑制することで耐候性向上に効果があるが０．０５％未満の添加量ではその効果が少なく、０．３０％超の添加量では効果が飽和する。経済性と効果の両面を求める意味からもＭｏ含有量は、０．０５％〜０．３０％として限定する。
【００１７】
Ｎｂ：０．０３％以下
Ｎｂは、析出硬化と細粒化による靭性向上に有効な元素であるが、０．０３％を超えると溶接部の靭性が劣化する。そこで経済性やより高性能を求める意味からもＮｂ添加量は、０．０３％以下と限定する。
【００１８】
Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉは、オーステナイト粒粗大化防止に有効な元素であるが、０．０５％を超えると靭性が劣化する。そこでＴｉ添加量は、０．０５％以下と限定する。経済性や、より高い性能を求める意味から、望ましいＴｉ含有量は０．０３％以下である。特に、低温靱性の改善のためにTiはその効果を発揮することから、好ましくは０．００７％以上含有する。
【００１９】
Ｓｅ：０．００５％以下
Ｓｅは、添加により鋼の切肖リ 性を向上させるのに有効な元素であるが、硬くて脆い介在物を形成し破壊靭性の低下をもたらす、本発明の意図する鋼材では切削性向上を積極的に求める必要はなく、Ｓｅの意図的な添加を行わないが、製鋼時に使用する鉱石類やスクラップから微量汚染され、通常の条件下でも０．００７％程度は含有される場合がある。
【００２０】
本発明の場合には、過剰量のＳｅの存在は破壊靭性の深刻な劣化をもたらすことから、その含有量を、０．００５％以下と限定する。低温靱性についてのより高い性能を求める意味からＳｅ含有量は少なければ少ないほど望ましい。
【００２１】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、脱酸およびオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素であるが、脱酸効果に関してはＳｉやＭｎにより、また、オーステナイト粒粗大化防止効果に関してはＮｂやＴｉと云った微量元素添加で代替可能であり、多量添加では鋼中の清浄度を劣化させる懸念がある。よってＡｌ含有量は、０．１％以下と限定する。経済性や、より高い性能を求める意味から望ましいＡｌ含有量は０．０６％以下である。
【００２２】
その他の元素
本発明において、Cr、Ca、REMのうち１種又は２種を限定量含有させても良い。また、更には限定した元素以外で、鋼の製造において一般に添加される元素、例えば V、Ｂ等については、本発明の効果を阻害しない範囲で添加されることは制限されない。換言すれば、経済的に許容可能な添加量であれば本発明の効果を助長こそすれ阻害しないためその添加量に制限を設けない。
【００２３】
Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭの添加量と限定理由は以下の通りである。
Ｃｒ ：０．０５％〜０．５％
Ｃｒは強度を上昇させる元素である。更には耐候性向上に効果があるが、０．０５％未満の添加量ではその効果が少なく、０．５％超の添加量では、高飛来塩分環境における十分な耐候性が得られない。このため、Ｃｒ含有量は、０．０５％〜０．５％に限定する。材料コストと得られる性能向上との両面を考慮した場合、望ましいＣｒ含有量は０．１％〜０．３％である。
【００２４】
Ｃａ：０．０００５％〜０．００５％
Ｃａは鋼中において酸化物または硫化物として存在し、さび粒子の微細析出、凝集を促進し、耐候性改善に寄与する。また、硫化物を形成する際は、Ｓ減少による結果としてＭｎＳ形成を抑制するので、ＭｎＳによる悪影響を排除することとなる。一方、過剰な添加は過度の酸化物または硫化物の形成を通じ、靭性低下や鋼材の清浄度劣化を引き起こす。このため、Ｃａ含有量は、０．０００５％〜０．００５％として限定する。
【００２５】
ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭは溶接性を向上させる効果を有し、必要に応じ添加できる。しかし、多量添加は鋼材の清浄度を劣化させるため、０．０２％を上限とする。
【００２６】
その他、本発明にあっては不可避不純物ならびに強度、Ceq 、Pcm 等を調整するために鋼に一般的に添加される元素を含有していてもよい。
(熱間圧延)本発明では、このようにして製造した鋼片を９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、熱間圧延を行う。加熱温度が９５０℃未満の場合はＮｂが充分にマトリックスに固溶しないため、続いて行われる熱間圧延においてオーステナイトの再結晶を抑制することができず、 組織の微細化が不充分となり、充分な靭性が得られない。一方、加熱温度が１２５０℃を超えると連続鋳造鋳片の加熱時にオーステナイト結晶粒が粗大化し、板厚中心部だけでなく母材全体の靭性が低下する。そこで、本発明では、連続鋳造鋳片の加熱温度は９５０℃〜１２５０℃とする。好ましくは、上限温度は、１１８０℃であり、下限温度は１０００℃である。その他の熱間圧延の条件は、通常の鋼材製造における条件でよいが、例えば、圧延終了温度は、７００〜８５０℃の範囲とするのが好ましい。
【００２７】
(冷却）
熱間圧延を終了した後に、 放冷又は必要に応じて１〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で５８０℃以下の温度域まで冷却する。放冷は好ましくは空冷で行う。このときも冷却停止温度は５８０℃以下であればよく、その限りであれば特に制限されない。
【００２８】
ここで言う「必要に応じて」とは、目標とする鋼材の板厚と低温靭性確保の両面から決定するのもであり、例えば、より低温での高靭性を必要とする鋼材又は厚肉鋼材であって放冷時の冷却速度が遅い場合は加速冷却を実施することが効果的であることを意味する。
【００２９】
強制冷却の場合、圧延終了温度に応じた冷却開始温度が選択されるが、通常は圧延終了後直ちに冷却を開始する。しかし、場合によっては、さらに低温で冷却を開始することが望ましいことがあり、そのときの冷却開始温度への冷却条件は特に制限されない。
【００３０】
この冷却における平均の冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満であると、粗大な炭化物を伴うベイナイト組織等が生成し易いので、特に鋼板の中心部の充分な降伏強さを確保することができない。一方、冷却速度が５０℃／ｓｅｃを超えると、鋼板の表層部近傍で焼きが入り易いために表層の靭性が低下することがある。そこで本発明では、５８０℃以下の温度域までの平均冷却速度を１℃／ｓｅｃ以上５０℃／ｓｅｃ以下と限定する。好ましい下限は、５℃／ｓｅｃである。
【００３１】
ここに、「冷却速度」は鋼材の平均冷却速度である。
この冷却における冷却停止温度が５８０℃を超えると、鋼板の中心部のみならず表層部においても、マルテンサイトあるいは下部ベイナイト等の生成が不充分になるので強度を確保することができない。そこで、本発明では、冷却停止温度は５８０℃以下とする。
【００３２】
(熱処理）
放冷あるいは加速冷却した鋼を４５０〜６８０℃に再加熱した後、冷却処理を実施する。このときの冷却処理の条件は特に制限されない。この熱処理工程は、Ｃｕの析出強化を効率的かつ安定的に発揮させるためであり、目的とする強度・低温靭性に応じ、４５０〜６８０℃の温度範囲で実施する。ここで、下限を４５０℃と限定するのは、これより低温では熱処理中にＣｕの析出が充分に完了せず、 その後で構造物等に加工される際の溶接熱によって継ぎ手近傍で母材の特性が著しく変化することが懸念されるからである。また上限を６８０℃と限定するのは、それを越えると過時効により充分な強度が確保できなくなるためである。
【００３３】
なお、この熱処理工程での再加熱は、それに先立つ冷却工程での冷却停止温度よりもより高温への再加熱を意味するのである。また、冷却停止温度と再加熱温度が同じ場合にはその温度で保持するだけでよい。
【００３４】
【実施例】
次に、実施例を参照しながら、本発明の作用効果をより具体的に説明する。
本実施例における目標性能は、ＹＳ≧550MPa、vTrs≦−60℃であるが、これは本発明がこの強度・靭性レベルに限定されることを示唆するものではなく、必要に応じた強度・靭性レベルは、鋼組成、製造条件の調整により適宜達成可能である。
【００３５】
表１および表３に示す鋼組成・製造条件を有する鋼板を７３種製造した。実施例では、「鋼材」が「鋼板」である場合を例にとるが、棒鋼材、条鋼材、鋼管材等他の形態であっても効果は変わらない。
【００３６】
表１における、例No. １〜５１は本発明の実施例であり、表３における例No. ５２〜７３は比較例である。
結果は表２および表４に示す。同表において、「耐食性」は飛来塩分量０. ５mg/dm2/day相当の大気腐食環境にて１．５年間の水平曝露を実施し、比較材のＪｌＳＧ３１１４ ＳＭＡ５７０Ｗ鋼に対して板厚減少量が１／３以下であったものを良好であるとして○印にて示した。
【００３７】
また、「表面性状」は目視及び浸透探傷法で製品として有害な表面疵がないものを○印で示した。
「内質」の評価はＪｌＳＧ０８０１に準じ、感度を２４ｄＢ上げて評価した。「溶接性」は、入熱０．７ｋＪ／ｍｍで溶接した場合で溶接熱影響部の最高硬さをビッカース硬さ試験により測定し、３００以下であれば溶接性良好として○印で示した。
【００３８】
いずれの場合も不良であるものは×印で示した。
表２の結果から明らかなように、本発明例（例No. １〜５１）は目標値以上のＹＳと良好な低温靭性を示し、耐食性、表面性状、内質および溶接性のいずれの評価でも良好であった。
【００３９】
これに対し、表４に示す比較例（例No. ５２〜７３）は鋼組成または製造条件のいずれかが本発明の範囲を外れたため、ＹＳ又はvTrsの目標値を確保できない、または耐食性、表面性状、内質及び溶接性のいずれかで本発明が意図するレベルを越えることが出来なかった。
【００４０】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【発明の効果】
本発明によれば、高強度とともに低温靱性が確保でき、しかもこれまでの圧延設備を使用することでその製造が可能となるなど、その実際上の効果は大きい。
【００４５】
このように本発明の鋼材は、溶接性と安定した低温靭性を有し、且つ飛来塩分量が多い環境下においても充分な耐大気腐食性を発揮することから、溶接構造物におけるメンテナンスコストを大幅に減少することのできる優れた経済性を発揮でき工業上大変有用なものである。
Claims (3)
- 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｍｎ：０．５０〜２．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．５０％以上、2.5 ％未満、Ｎｉ：０．２５〜２％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｓｅ：０．００５％以下、およびＡｌ：０．１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成を有する鋼片を９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、熱間圧延を行った後、５８０℃以下の温度域まで冷却し、次いで４５０〜６８０℃に再加熱し、冷却することを特徴とする溶接構造物用低合金鋼材( ラインパイプ用鋼板を除く )の製造法。
- 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｍｎ：０．５０〜２．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．５０％以上、2.5 ％未満、Ｎｉ：０．２５〜２％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｎｂ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｓｅ：０．００５％以下、およびＡｌ：０．１％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる鋼組成を有する鋼片を９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、熱間圧延を行った後、１〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で５８０℃以下の温度域まで冷却し、次いで４５０〜６８０℃に再加熱し、冷却することを特徴とする溶接構造物用低合金鋼材( ラインパイプ用鋼板を除く )の製造法。
- 請求項１または２において、前記鋼組成が、さらに質量％でＣｒ：０．０５〜０．５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０２％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする溶接構造物用低合金鋼材の製造法。
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