JP4144121B2

JP4144121B2 - 母材および溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高張力鋼材

Info

Publication number: JP4144121B2
Application number: JP19183699A
Authority: JP
Inventors: 康森影; 文丸川端; 虔一天野; 誠司鍋島
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1999-07-06
Filing date: 1999-07-06
Publication date: 2008-09-03
Anticipated expiration: 2019-07-06
Also published as: JP2001020031A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築構造物、海洋構造物、パイプ、船舶、貯槽、土木構造物、建設機械等に用いられる非調質高張力鋼材に係り、とくに母材および溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材に関する。本発明における鋼材は、厚鋼板、鋼帯、形鋼、棒鋼を含むものとする。
【０００２】
【従来の技術】
高強度と高靱性、高溶接性を兼ね備えた厚鋼板を製造する優れた方法として、ＴＭＣＰ（Thermo Mechanical Control Process ）法が知られている。しかし、上記ＴＭＣＰ法により製造された厚鋼板では、溶接熱影響部の靱性が十分ではなく、このため、この種鋼材を、低温で使用する溶接構造物に使用することには問題があった。
【０００３】
また、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性を改善するために、酸化物あるいは窒化物を鋼中に均一に分散させ、ＨＡＺ組織を微細化し、靱性を向上させる方法についても検討が行われている。
例えば、特開平２−125812号公報には、鋼中に粒子径0.05〜10μｍのTiを主成分とする酸化物が５×10³〜１×10⁶個／mm²含有する鋳片を900 〜1100℃で再加熱後、900 ℃以下の累積圧下量30〜90％、圧延終了温度700 〜850 ℃で圧延し冷却後、500 ℃〜Ａc₁変態点の温度で時効処理する、ＨＡＺ靱性の優れたCu添加鋼の製造方法が提案されている。
【０００４】
また、特開平４−48048 号公報には、Nb、Tiを含有し、母地中に0.001 〜0.100wt ％の粒径0.5 μｍ以下の（Ti、Nb）（Ｏ、Ｎ）複合結晶相を有した酸化物系介在物が分散してなる溶接熱影響部靱性の優れた鋼材が提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平２−125812号公報や特開平４−48048 号公報に記載された技術では、溶接熱影響部靱性は向上するものの、母材靱性が低温用鋼材としては十分でないという問題があり、母材靱性向上のためには、酸化物系介在物の存在状態の更なる改善を必要としている。
【０００６】
また、母材および溶接熱影響部の組織制御に有効な量のTi系酸化物を鋼中に存在させようとすると、鋳込み時にノズル閉塞が生じ易くなり、生産性が劣るという問題があった。
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、母材靱性および溶接熱影響部靱性を兼ね備えた非調質高張力鋼材を提案することを目的とする。さらに、母材および溶接熱影響部靱性に優れた非調質高張力鋼材を、安定してしかもノズル詰まりもなく生産性高く製造できる非調質高張力鋼材の製造方法を提案することも目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、ノズル詰まりもなく、酸化物系介在物を鋼材中に均一微細に分散させる方法についてさらに研究した結果、酸化物系介在物をTi酸化物を主体とし、酸化物系介在物の組成を最適範囲とする必要があることを見いだした。
つぎに、本発明者らが、酸化物系介在物の最適組成範囲について行った検討結果について説明する。
【０００８】
本発明者らは、脱酸処理後の溶鋼中に介在物組成調整用合金を添加して介在物組成の制御を行い、溶鋼中の介在物中のTi₂O₃、CaO ＋REM 酸化物、Al₂O₃濃度を変化させた圧延用素材を鋳込み、該圧延用素材を熱間圧延して鋼板を製造した。
まず、圧延用素材鋳込み中のノズルづまりの発生状況を調査した。ノズルづまりについては、連続鋳造工程においてイマージョンノズルの閉塞が起こった時をノズルづまり有りとした。また、得られた鋼板についての発錆状況についても調査した。鋼板の発錆については、圧延・冷却後の鋼板を10日間大気中で放置した後にマクロ観察をして錆があったものを発錆ありとした。
【０００９】
それらの結果を纏めて、図１に示す。
図１から、溶鋼中の介在物の組成をTi₂O₃：90重量％（以下、wt％とも記す）以下、CaO ＋REM 酸化物：10〜50重量％、Al₂O₃：70重量％以下とすると、ノズルづまり、介在物の粗大化および発錆を防げることがわかる。
介在物中のTi₂O₃濃度が90wt％超であるか、または、CaO ＋REM 酸化物濃度が10wt％未満となると、介在物の融点が高く、鋳込み時のノズル内面に介在物が付着しやすくなり、ノズル閉塞の原因となるためと考えられる。また、介在物中のCaO ＋REM 酸化物の濃度が50wt％を超えると、介在物が液相状態で硫黄を含有しやすくなる。その結果、液相介在物が凝固する際に、介在物の周囲にCaS やREM 硫化物が生成する。このため介在物の粗大化を招くとともに、鋼板での発錆が顕著となる。
【００１０】
すなわち、酸化物系介在物の均一微細分散のためには、脱酸生成介在物と溶鋼の濡れ性を良好とする必要があり、そのためには、
▲１▼介在物中のAl₂O₃濃度を70重量％以下に低減すること、
▲２▼酸化物系介在物中のTi酸化物濃度を少なくとも20重量％以上にすること、
▲３▼酸化物系介在物中のCaO およびREM 酸化物濃度は50重量％以下にすること、
が必要であり、さらにノズル閉塞を防止するためには、脱酸生成物の融点を低下させる必要があり、そのためには、
▲４▼Ca処理あるいはREM 処理によって介在物中のCaO およびREM 酸化物濃度を少なくとも５重量％以上とすること、
▲５▼Al₂O₃濃度を70重量％以下、Ti酸化物濃度を90重量％以下とすること、
また、発錆を防止するためには、
▲６▼介在物中のCaO ＋REM 酸化物の濃度を50wt％以下とすること、
が重要となるという知見を得た。
【００１１】
これらの知見から、本発明者らは、最適な酸化物系介在物の最適組成範囲として、図１に示すように、Ti酸化物：20〜90重量％、CaO およびREM 酸化物の合計：５〜50重量％、Al₂O₃ ：70重量％以下であるとした。
酸化物系介在物の組成が図１の範囲となるように制御することにより、ノズル詰まりや有害な介在物クラスターの生成を引き起こすことなく、介在物の結晶粒粗大化抑制能（ピン止め効果）を有効に利用することができ、また発錆を防止できる。
【００１２】
さらに、本発明者らは、母材靱性の向上について鋭意検討した。その結果、酸化物系介在物が分散していても、TiN 、あるいはさらにVNを最適分散させることにより、母材靱性を向上させ、あるいはさらに圧延後に急速冷却を行うことなしに母材強度を上昇させることができ、鋼材断面内での強度・靱性のばらつきや残留応力・歪みの発生を防止できるという知見を得た。
【００１３】
本発明は、上記した知見に基づいて構成されたものである。
すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：0.01〜0.18％、Si：0.02〜0.60％、Mn：0.60〜2.00％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Ti：0.005 〜0.08％、Ｎ：0.0020〜0.0100％、REM ：0.0010〜0.0200％、Ca：0.0010〜0.0200％、Al：（Ti％）／５以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ次（１）式
Ceq(％) ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ………（１）
（ここに、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（重量％））
で定義されるCeq が0.36〜0.45％である鋼組成を有し、かつ、鋼中に円相当径0.05μｍ以下のTiN を１×10³個／mm²以上、円相当径0.03〜0.20μm のTiN を１×10³個／mm²以上１×10⁵個／mm²未満分散させ、さらに、重量％で、Ti酸化物：20〜90％、Ca酸化物およびREM 酸化物が合計で：５〜50％、Al₂O₃：70％以下を含有する介在物組成を有する酸化物系介在物を分散させたことを特徴とする母材および溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高張力鋼材であり、本発明では、前記鋼組成に加えて、さらに重量％で、Ｖ：0.03〜0.15％を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各鋼組成に加えて、さらに重量％で、Cu：0.02〜1.5 ％、Ni：0.02〜0.60％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.020 ％のうちの１種または２種以上を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各鋼組成に加えて、さらに重量％で、Ｂ：0.0002〜0.020 ％を含有することが好ましい。
【００１４】
また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.01〜0.18％、Si：0.02〜0.60％、Mn：0.60〜2.00％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Ti：0.005 〜0.08％、Ｎ：0.0020〜0.0100％、REM ：0.0010〜0.0200％、Ca：0.0010〜0.0200％、Al：（Ti％）／５以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ次（１）式
Ceq(％) ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ………（１）
（ここに、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（重量％））
で定義されるCeq が0.36〜0.45％である鋼組成を有し、酸化物系介在物として、重量％で、Ti酸化物：20〜90％、Ca酸化物およびREM 酸化物が合計で：５〜50％、Al₂O₃：70％以下からなる介在物組成を有する酸化物系介在物を分散させた鋼素材を、1200〜1400℃の温度範囲に加熱したのち、１℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、ついで1000〜1280℃の温度範囲に再加熱して、1000℃以下の温度域での累積圧下量が30％以上、圧延終了温度を700 ℃以上とする熱間圧延を施すことを特徴とする母材および溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法である。また、本発明では、前記鋼組成に加えて、さらに重量％で、Ｖ：0.03〜0.15％を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各鋼組成に加えて、さらに重量％で、Cu：0.02〜1.5 ％、Ni：0.02〜0.60％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.020 ％のうちの１種または２種以上を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各鋼組成に加えて、さらに重量％で、Ｂ：0.0002〜0.020 ％を含有することが好ましい。
【００１５】
また、本発明では、前記熱間圧延の終了後、冷却速度：１〜30℃／ｓ、冷却停止温度：700 ℃以下とする加速冷却を施すことが好ましい。また、本発明では、前記鋼組成に加えて、さらに重量％で、Ｖ：0.03〜0.15％を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各鋼組成に加えて、さらに重量％で、Cu：0.02〜1.5 ％、Ni：0.02〜0.60％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.020 ％のうちの１種または２種以上を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各鋼組成に加えて、さらに重量％で、Ｂ：0.0002〜0.020 ％を含有することが好ましい。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の限定理由を説明する。
まず、本発明鋼材の組成限定理由について説明する。以下、組成についての％は、重量％を意味する。
Ｃ：0.01〜0.18％
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度を確保するために0.01％以上の含有を必要とするが、0.18％を超えて含有するると、母材強度および溶接性が低下する。このため、Ｃは0.01〜0.18％に限定した。なお、実用上、好ましくは0.08〜0.16％である。
【００１７】
Si：0.02〜0.60％
Siは、固溶強化により鋼の強度を増加させるのに有効な元素であるが、0.02％未満の含有では、その効果が少なく、一方、0.60％を超えて含有すると、ＨＡＺ靱性が著しく劣化する。このため、Siは0.02〜0.60％に限定した。
Mn：0.60〜2.00％
Mnは、鋼の強度を増加し高強度化に有効な元素であり、所望の強度を確保するためには0.60％以上の含有を必要とする。しかし、2.00％を超える含有は、圧延後空冷した組織がフェライト＋ベイナイト組織となり、母材靱性が低下する。このため、Mnは0.60〜2.00％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.00〜1.70％である。
【００１８】
Ｐ：0.030 ％以下
Ｐは、粒界に偏析し鋼の靱性を劣化させるので、できるだけ低減するのが望ましいが、0.030 ％までは許容できるため、0.030 ％以下に限定した。
Ｓ：0.015 ％以下
Ｓは、主にMnS を形成して鋼中に存在し、圧延冷却後の組織を微細にする作用を有するが、0.015 ％を超えての含有は、板厚方向の靱性・延性を低下させる。このため、Ｓは0.015 ％以下に限定した。MnS として細粒化効果を得るためにはＳは0.004 〜0.010 ％の範囲とするのが望ましい。
【００１９】
Ti：0.005 〜0.08％
Tiは、本発明で重要な元素の１つである。Ti脱酸により生成する酸化物を有効に利用することが本発明の最も重要な要素である。鋼中に分散したTi酸化物は、結晶粒ピン止め効果によりオーステナイト粒成長を抑制する効果を有する。また、脱酸後に鋼中に残存したTiは、その後の冷却過程においてTiN を生成する。TiN は、素材加熱時のγ粒の成長を抑制し、さらにγ粒中に残留および析出し、フェライト析出核として作用し、結晶粒の微細化に寄与する。また、TiN はＨＡＺ部のオーステナイト粒の粗大化抑制に寄与し、ＨＡＺ靱性を向上させる。
【００２０】
また、Ｖを複合添加した場合には、TiN はVNのγ粒中への析出を促進させる作用を持ち、とくに結晶粒の微細化効果が顕著となる。
これらの効果を発揮させるには、Tiは0.005 ％以上の含有を必要とする。また、0.08％を超えての含有は鋼の清浄性を劣化させるうえ、固溶Tiの増加あるいはTi炭化物が析出し、靱性を劣化させる。このため、Tiは0.005 〜0.08％に限定した。なお、好ましくは0.010 〜0.025 ％である。
【００２１】
Ｎ：0.0020〜0.0100％
Ｎは、Tiと結合してTiN を形成し、圧延素材を加熱する際にγ粒の粒成長を抑制し、さらに、圧延中にフェライトの析出核となり、結晶粒を微細化させる作用を有し、靱性向上に大きく寄与する。これらの効果を有効に発揮させるためには、0.0020％以上の含有を必要とするが、0.0100％を超えての含有は、母材靱性や溶接性を大きく損なうので、Ｎは0.0020〜0.0100％の範囲に限定した。
【００２２】
Al：（Ti％）／５以下
Alは：脱酸剤として作用するが、本発明では予備脱酸剤としてTi脱酸前のＯ濃度を調整するために用いることができる。本発明では、Al₂O₃クラスターを生成させないために、Al含有量をTi含有量（重量％）の1/5 以下に限定する。Al含有量がTi含有量の1/5 を超えると、Ti−Al−O 平衡から、Al₂O₃クラスターが生成し、酸化物系介在物の均一微細分散ができなくなる。
【００２３】
Ca：0.0010〜0.0200％、REM ：0.0010〜0.0200％
Ca、REM 添加により、介在物中のREM 酸化物およびCaO 酸化物の濃度が増加するが、これにより、介在物の融点が低下して鋳込み時のノズル内面への付着が抑制でき、ノズル閉塞を回避できる。また、Ca、REM は、濡れ性改善に寄与し、脱酸生成物の微細均一分散を実現するために必須となる元素である。REM 、Caは、高温においても安定な酸化物を形成して微細分散し、γ粒成長を抑制する。さらに、圧延後のフェライト粒径を細かくする効果もあり、また、ＨＡＺ靱性の向上にも有効である。これらの効果を得るためには、それぞれ0.0010％以上の含有が必要となるが、一方、それぞれ0.0200％を超えての含有は、鋼の清浄性を低下させ、母材靱性を損ねる。このため、Ca、REM はそれぞれ0.0010〜0.0200％の範囲に限定した。なお、REM およびCaは、それぞれを単独で添加しても介在物のノズル閉塞回避の効果は少ないため、本発明では、REM およびCaは同時に含有する必要がある。
【００２４】
Ｖ：0.03〜0.15％
Ｖは、圧延冷却中にVNとしてγ粒中に析出し、それを核としてフェライトが析出するため、結晶粒微細化に有効に作用し、靱性向上に大きく寄与する。また、フェライト変態後にもフェライト中にVNが析出し、冷却時に強水冷を行うことなく母材強度を高めることができる。板厚方向での特性の均一性の確保や、残留応力・歪み軽減にも有効であり、必要に応じ含有できる。
【００２５】
これらの効果を有効に発揮させるためには、0.03％以上のＶを含有させることが好ましい。しかし、0.15％を超えて含有すると母材靱性や溶接性を大きく損なうため、Ｖは0.04〜0.15％の範囲とするのが好ましい。
Cu：0.02〜1.5 ％、Ni：0.02〜0.60％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.020 ％のうちの１種または２種以上
Cu、Ni、Nb、Cr、Moは、いずれも焼入れ性向上に有効な元素であり、TiN による組織微細効果を最適とするために、必要に応じ１種または２種以上を選択して含有できる。また、Ｖを添加している場合には、TiN とともにVNの組織微細効果を最適とし、さらにVNによる析出強化を促進させる効果を有する。Cu、Ni、Nb、Cr、Moの含有により、Ar₃点が下がりフェライト粒がより微細となり、VNの析出強化が大きくなる。
【００２６】
Cu、Ni、Nb、Cr、Moの含有量が多くなると、Ar₃点が低下しすぎて、べイナイト変態が主体となり、フェライトの細粒化が不十分となり、強度は上昇するが、フェライトの細粒化が不十分となる。このようなことから、Cu、Ni、Nb、Cr、Moはそれぞれ0.02％、0.02％、0.003 ％、0.05％、0.02％以上を含有するのが好ましい。また、Cuを添加する場合は、Cuによる熱間加工性の低下を補償するために、Cuとほぼ同量Niを添加するのが好ましい。しかし、Niの多量添加は製造コストを増加させるため、Cu、Niの上限はそれぞれ1.5 ％、0.60％とするのが好ましい。また、Nb、Cr、Moはそれぞれ0.020 ％、0.50％、0.50％を超えると溶接性や靱性を損なうため、これらを上限とするのが好ましい。
【００２７】
Ｂ：0.0002〜0.0020％
Ｂは、粒界に偏析して粗大な粒界フェライトの生成を抑制し、圧延後のフェライト粒を細かくする作用を有し、必要に応じ含有できる。この効果は0.0002％以上の含有で認められる。一方、0.0020％を超えて含有すると靱性が低下する。このため、Ｂは0.0002〜0.0020％の範囲に限定するのが好ましい。
【００２８】
Ceq ：0.36〜0.45wt％
Ceq は次（１）式で定義する。
Ceq(％) ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ………（１）
ここに、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（重量％）
Ceq が0.45％を超えると、溶接割れ感受性が高くなり、ＨＡＺ靱性が低下する。一方、Ceq が0.36％未満では母材およびＨＡＺ軟化部での強度確保が困難となる。このため、Ceq は0.36〜0.45％の範囲内に限定する。
【００２９】
上記した成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｏ：0.0100％以下、Ｎ：0.0100％以下が許容できる。
次に、TiN 析出形態の限定理由について述べる。
円相当径0.05μｍ以下のTiN を１×10³個／mm²以上、円相当径0.03〜0.20μm のTiN を１×10³個／mm²以上１×10⁵個／mm²未満分散させる。
【００３０】
圧延工程および溶接工程において、TiN がフェライトの生成核として作用するためには、円相当径で0.03μｍ以上の大きさが必要である。一方、円相当径で0.20μｍを超える大きさのTiN は、母材靱性およびＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼす。このため、母材靱性、溶接熱影響部の靱性向上のためには、円相当径で0.03〜0.20μｍの大きさのTiN が適切量析出していることが必要となる。
【００３１】
円相当径0.03〜0.20μm のTiN の個数が、１×10³個／mm²未満の場合には、生成するフェライトの数が少なく、母材および溶接熱影響部におけるフェライト粒微細化の効果が不十分であり、また、円相当径0.03〜0.20μm のTiN の個数が、１×10⁵個／mm²以上の場合には、母材および溶接熱影響部における靱性が劣化する。このため、本発明では、円相当径0.03〜0.2 μｍのTiN を１×10³個／mm²以上１×10⁵個／mm²未満分散させる。
【００３２】
また、円相当径0.05μｍ以下のTiN は、素材加熱時のγ粒の成長を抑制し、熱処理後の組織微細化に寄与する。その分散個数は１×10³個／mm²以上とする。円相当径0.05μｍ以下のTiN の個数が１×10³個／mm²未満では、熱処理後の組織微細化が不十分となる。このため、本発明では、円相当径0.05μｍ以下のTiN を１×10³個／mm²以上分散させる。
【００３３】
なお、TiN の同定およびその円相当径は、透過型電子顕微鏡による分析および観察により測定するものとする。また、透過型電子顕微鏡により測定可能なTiN の大きさは、0.005 μｍ以上である。
上記した組成の溶鋼を、Ti脱酸して溶製する。なお、Alによる予備脱酸を行ってもよいのは言うまでもない。溶製方法は、とくに限定されないが、転炉、電気炉、真空溶解炉等の通常公知の溶製方法がいずれも好適に利用できる。なお、脱酸方法をTi脱酸とすることにより、脱酸生成物がTi酸化物主体の介在物となる。脱酸生成物（酸化物系介在物）組成の調整は、合金元素の添加量と予備脱酸の手順によるのが好ましい。
【００３４】
溶鋼は、ついで連続鋳造法、造塊法等の通常公知の鋳造方法がいずれも好適に利用でき、スラブ等の圧延用鋼素材に鋳造される。
本発明では、鋼素材中に酸化物系介在物を微細分散させる。
微細分散される酸化物系介在物は、Ti酸化物を主体とし、重量％で、Ti酸化物：20〜90％、Al₂0₃：70％以下、Ca酸化物とREM 酸化物の合計：５〜50％からなる介在物組成を有する。
【００３５】
Ti酸化物：20〜90％
Ti酸化物、溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制する結晶粒ピン止め効果を有する。このため、本発明では、酸化物系介在物をTi酸化物を主体とする組成とする。このためには、酸化物系介在物中のTi酸化物の濃度は20％以上である。20％未満では、結晶粒ピン止め効果が期待できない。一方、酸化物系介在物中のTi酸化物の濃度が90％を超えると、酸化物系介在物の融点が高温となり、浸漬ノズル壁への介在物の付着が起きやすくなり、ノズル詰まりが発生しやすくなる。このため、酸化物系介在物中のTi酸化物の濃度は20〜90％に限定する。なお、好ましくは、50〜85％である。また、本発明でいう、Ti酸化物はTiO₂、Ti₂O₃等が好適であるが、なかでもTi₂O₃とするのが好ましい。
【００３６】
Al₂0₃：70％以下
Al₂0₃は、大形クラスター介在物を形成しやすく、酸化物系介在物の均一、微細分散を阻害する。このため、本発明では酸化物系介在物中のAl₂0₃濃度をできるだけ低減するのが好ましい。酸化物系介在物中のAl₂0₃濃度が70％を超えると、介在物の溶鋼との濡れ性を低下させ、さらにはノズル詰まりが顕著となる。このようなことから、酸化物系介在物中のAl₂0₃濃度は70％以下とする。
【００３７】
Ca酸化物とREM 酸化物の合計：5 〜50％
本発明では、酸化物系介在物の融点を低下させるため、酸化物系介在物中にCa酸化物（CaO ）＋REM 酸化物の合計で５％以上含有させる。Ca酸化物（CaO ）＋REM 酸化物濃度が５％未満では、介在物の融点が高く、鋳込み時のノズル内面に付着しやすくなりノズル閉塞の原因となる。また、Ca、REM は、Ｓと結合して硫化物を形成しやすいため、酸化物系介在物中のCa酸化物（CaO ）＋REM 酸化物の濃度が50％を超えて高くなると、介在物が液相状態でＳを含有しやすくなり、介在物周囲にCaS 、REM 硫化物が形成される。このため、介在物の粗大化をき、酸化物系介在物の結晶粒ピン止め能が低下するとともに、鋼材の発錆が顕著となる。また、REM 酸化物の比重は、他の酸化物に比べて大きいために、このREM 酸化物が50wt％を超えると介在物の溶鋼中での浮上性が悪くなり、鋼中の全酸素濃度が高くなって鋼板の清浄性を悪化させる。
【００３８】
このようなことから、酸化物系介在物中のCa酸化物＋REM 酸化物を、合計で５〜50％の範囲に限定した。
なお、本発明の鋼材では、酸化物系介在物の含有量は0.005 〜0.025 重量％とするのが好ましい。また、含有される酸化物系介在物の大きさは３μm 以下とするのが好ましい。３μm を超えると、オーステナイト粒粗大化抑制能が低下する。
【００３９】
また、本発明では、介在物の量は、光学顕微鏡による清浄度試験、あるいは抽出残渣の定量によって、また、介在物の組成は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、ＥＤＸによる定量分析という手順で、測定するものとする。
介在物の組成を、上記した範囲に調整するには、TiあるいはTi合金を用いて脱酸した後に、Fe、Al、Si、Tiのうちの少なくともいずれか１種を含有し、かつ、Caを10wt％未満、Ce、La等のREM を５wt％未満の範囲で含有する介在物組成調整用合金を添加すればよい。
【００４０】
上記したように調整された鋼素材は、1200℃以上、好ましくは1200〜1400℃で、10時間以上保持しその後に冷却する熱処理を施され、TiN の分散を最適化され、ついで熱間圧延を施される。TiN 分散最適化処理の、加熱温度が1200℃未満では、固溶Ti、固溶Ｎが少なくなるため、冷却工程において所望のTiN の分散状態が得られない。また、加熱後の冷却速度は１℃／ｓ以下とするのが好ましい。冷却速度が１℃／ｓを超えると熱処理時に固溶されたTi、Ｎがそのまま固溶状態を維持し、TiN を適正に分散・析出させることができなくなる。
【００４１】
ついで、鋼素材は、1000〜1280℃の温度範囲に再加熱される。
加熱温度：1000〜1280℃
加熱温度が、1000℃未満では、鋼組織が完全にオーステナイト化しないため、加熱による均質化の効果が十分に得られない。一方、加熱温度が、1280℃を超えると、オーステナイト粒が著しく粗大化し、圧延後の組織が粗大となり、靭性が低下する。このため、加熱温度は1000〜1280℃の範囲に限定するのが好ましい。なお、好ましくは1080〜1200℃である。
【００４２】
1000℃以下の温度域での累積圧下量：30％以上
1000℃以下の温度域における圧下量の増加は、圧延中のオーステナイト粒微細化に寄与し、結果としてフェライト粒が微細化し、機械的性質を向上させる。このような効果は、1000℃以下の温度域での累積圧下量が30％以上で、累積圧下量に応じ顕著となる。このため、1000℃以下の温度域での累積圧下量を30％以上に限定するのが好ましい。
【００４３】
熱間圧延終了温度：700 ℃以上
熱間圧延終了温度が低温になるにしたがい、圧延加工によりオーステナイト粒に導入される歪（転位）が粒内に蓄積される割合が増加し、それにより変態後の組織への転位の受け継ぎ量が著しく増加するため、強度が増加する。しかし、熱間圧延終了温度を700 ℃未満としても強度の増加傾向は飽和するうえ、変形抵抗の増加により圧延能率が低下する。このため、本発明では、圧延終了温度を700 ℃以上に限定するのが好ましい。
【００４４】
本発明では、熱間圧延後、空冷するか、あるいはさらに加速冷却を施してもよい。熱間圧延後、加速冷却することにより、生成する組織が微細化し、なお一層の靱性改善が図れる。
加速冷却条件は、冷却速度：１〜30℃／s 、冷却停止温度：700 ℃以下とするのが好ましい。
【００４５】
冷却速度が１℃／ｓ未満では、組織のなお一層の微細化は得られず加速冷却する効果が少ない。また、30℃／ｓを超える冷却速度は工業的に実現するのが困難である。このため、加速冷却の冷却速度は１〜30℃／s の範囲とするのが好ましい。
また、冷却停止温度が700 ℃を超えると、加速冷却の効果が小さく靭性改善効果が小さい。このため、冷却停止温度を700 ℃以下とするのが好ましい。
【００４６】
【実施例】
表１に示す組成を有する溶鋼を溶製し、20〜50厚のスラブとした。これらスラブを1200℃で10時間保持後炉冷するTiN 最適化処理を施し、圧延用鋼素材とした。
ついで、これら圧延用鋼素材を表２に示す熱間圧延条件で、熱間圧延し圧延後冷却して、厚鋼板とした。
【００４７】
これら厚鋼板について、組織調査、母材特性、および溶接熱影響部特性について調査した。
組織調査として、厚鋼板中のTiN の大きさおよびその個数、酸化物系介在物の介在物組成について調査した。なお、TiN の同定、個数およびその円相当径は、透過型電子顕微鏡による分析および観察によった。また、介在物組成の分析方法は、走査型電子顕微鏡（SEM ）に付属するＥＤＸによる定量分析法によった。
【００４８】
母材特性として、各厚鋼板の、板厚1/4 部より引張試験片並びにシャルピー衝撃試験片を採取し、母材の引張特性および靱性（シャルピー吸収エネルギー）を評価した。
また、溶接熱影響部（ＨＡＺ）特性として、再現熱サイクル試験を実施し、評価した。
【００４９】
再現熱サイクル試験は、各厚鋼板の1/4 部より圧延方向と直角方向に12mm厚×75mm×80mmの試験片を採取し、これに高周波加熱装置により、入熱100kJ/cmのサブマージアーク溶接の粗粒域ＨＡＺの受ける熱サイクルをシュミレートした熱サイクル（最高加熱温度1400℃）を付与した。これら試験片からシャルピー衝撃試験片を採取し、−40℃におけるシャルピー吸収エネルギ（vE_-40）を求めた。
【００５０】
これらの結果を表２に示す。
【００５１】
【表１】

【００５２】
【表２】

【００５３】
【表３】

【００５４】
本発明例は、いずれもvE_-40が200J以上と優れた母材靱性を有し、また、ＨＡＺのvE_-40が、150J以上と優れたＨＡＺ靱性を有している。
一方、円相当径が0.03〜0.10μｍのTiN の個数、Ti量、Ｃ量、Ceq 、介在物組成のいずれかが本発明の範囲を外れる比較例は、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーvE₀が本発明鋼に比較して低い。また、鋼板No. Ｈ、No. Ｉ、No. Ｊ、No. Ｋ、No. Ｌ、No. Ｑ、No. Ｒ、No. Ｓは、REM 、Caの添加量が少ないため、介在物中の介在物組成が本発明の範囲から外れ、鋼片を鋳込み時にノズル閉塞が発生した。また鋼材No. Ｔは、Ti量が多いため、母材靱性およびＨＡＺ靱性が低い。また鋼板No. Ｕ、No. Ｖは、Ti量に対しAl量が多いため、介在物組成が本発明の範囲から外れ、鋼片を鋳込み時にノズル閉塞が発生した。
【００５５】
【発明の効果】
本発明によれば、鋳込み時のノズル詰まりの発生を防止しつつ、母材靱性および溶接熱影響部靱性を兼ね備えた非調質高張力鋼材を、安定してしかも生産性高く製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】酸化物系介在物の好適範囲を示す３元状態図である。

Claims

重量％で、
Ｃ：0.01〜0.18％、 Si：0.02〜0.60％、
Mn：0.60〜2.00％、Ｐ：0.030 ％以下、
Ｓ：0.015 ％以下、 Ti：0.005 〜0.08％、
Ｎ：0.0020〜0.0100％、 REM ：0.0010〜0.0200％、
Ca：0.0010〜0.0200％、 Al：（Ti％）／５以下
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式で定義されるCeq が0.36〜0.45％である鋼組成を有し、かつ、鋼中に円相当径0.05μｍ以下のTiN を１×10³個／mm²以上、円相当径0.03〜0.20μm のTiN を１×10³個／mm²以上１×10⁵個／mm²未満分散させ、さらに、重量％で、Ti酸化物：20〜90％、Ca酸化物およびREM 酸化物が合計で：５〜50％、Al₂O₃：70％以下を含有する在物組成を有する酸化物系介在物を分散させたことを特徴とする母材および溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高張力鋼材。
記
Ceq(％) ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ………（１）
ここに、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（重量％）
前記鋼組成に加えて、さらに重量％で、Ｖ：0.03〜0.15％を含有することを特徴とする請求項１に記載の母材および溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高張力鋼材。
前記鋼組成に加えて、さらに重量％で、Cu：0.02〜1.5 ％、Ni：0.02〜0.60％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.020 ％のうちの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または２に記載の母材および溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高張力鋼材。
前記鋼組成に加えて、さらに重量％で、Ｂ：0.0002〜0.020 ％を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の母材および溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高張力鋼材。
重量％で、
Ｃ：0.01〜0.18％、 Si：0.02〜0.60％、
Mn：0.60〜2.00％、Ｐ：0.030 ％以下、
Ｓ：0.015 ％以下、 Ti：0.005 〜0.08％、
Ｎ：0.0020〜0.0100％、 REM ：0.0010〜0.0200％、
Ca：0.0010〜0.0200％、 Al：（Ti％）／５以下
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（１）式で定義されるCeq が0.36〜0.45％である鋼組成を有し、酸化物系介在物として、重量％で、Ti酸化物：20〜90％、Ca酸化物およびREM 酸化物が合計で：５〜50％、Al₂O₃：70％以下からなる介在物組成を有する酸化物系介在物を分散させた鋼素材を、1200〜1400℃の温度範囲に加熱したのち、１℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、ついで1000〜1280℃の温度範囲に再加熱して、1000℃以下の温度域での累積圧下量が30％以上、圧延終了温度を700 ℃以上とする熱間圧延を施すことを特徴とする母材および溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法。
記
Ceq(％) ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ………（１）
ここに、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（重量％）
前記熱間圧延の終了後、さらに冷却速度：１〜30℃／ｓ、冷却停止温度：700 ℃以下とする加速冷却を施すことを特徴とする請求項５に記載の母材および溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法。
前記鋼組成に加えて、さらに重量％で、Ｖ：0.03〜0.15％を含有することを特徴とする請求項５または６に記載の母材および溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法。
前記鋼組成に加えて、さらに重量％で、Cu：0.02〜1.5 ％、Ni：0.02〜0.60％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.020 ％のうちの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５ないし７のいずれかに記載の母材および溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法。
前記鋼組成に加えて、さらに重量％で、Ｂ：0.0002〜0.020 ％を含有することを特徴とする請求項５ないし８のいずれかに記載の母材および溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法。