(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．３０ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：１．６６〜２．３０ｍａｓｓ％、
Ｐ：０．０１２ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００４〜０．０５ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．００１〜０．００５ｍａｓｓ％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３ｍａｓｓ％を含有し、
かつ、Ｃａ，ＳおよびＯが下記（１）式を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする高張力鋼。
記
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１  ・・・（１）
ここで、Ｃａ，ＳおよびＯは、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：０．７５ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．７ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．７ｍａｓｓ％以下の中から選ばれる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に記載の高張力鋼。
【請求項３】
Ｃ：０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．３０ｍａｓｓ％以下、
Ｍｎ：１．６６〜２．３０ｍａｓｓ％、
Ｐ：０．０１２ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００４〜０．０５ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．００１〜０．００５ｍａｓｓ％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３ｍａｓｓ％を含有し、
かつ、Ｃａ，ＳおよびＯが下記（１）式を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを１０５０〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、９５０℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜７０％となる熱間圧延を施し、その後、熱間圧延終了温度から６００〜４５０℃間の冷却停止温度までを５〜４５℃／ｓｅｃで冷却する前段冷却と、上記前段冷却停止温度から４５０℃以下の冷却停止温度までを１℃／ｓｅｃ以上５℃／ｓｅｃ未満で冷却する後段冷却を施すことを特徴とする高張力鋼の製造方法。
記
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１  ・・・（１）
ここで、Ｃａ，ＳおよびＯは、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）
【請求項４】
上記成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：０．７５ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．７ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．７ｍａｓｓ％以下、の中から選ばれる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３に記載の高張力鋼の製造方法。
【請求項５】
上記前段冷却を５〜２０℃／ｓｅｃで行うことを特徴とする請求項３または４に記載の高張力鋼の製造方法。
【請求項６】
後段冷却後の鋼に、４５０〜６５０℃の焼戻処理を施すことを特徴とする請求項３〜５のいずれか１項に記載の高張力鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶や海洋構造物、ラインパイプ、圧力容器等に用いられる高張力鋼とその製造方法に関し、特に、降伏応力（ＹＳ）が４６０ＭＰａ以上で、母材の強度・靭性に優れるだけでなく溶接部の靭性（ＣＴＯＤ特性）にも優れる高張力鋼とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
船舶や海洋構造物等に用いられる鋼は、溶接接合して所望の形状の構造物等に仕上げられるのが普通である。そのため、これらの鋼には、構造物等の安全性を確保する観点から、母材自体の強度や靭性に優れることは勿論のこと、溶接継手の溶接部（溶接金属や熱影響部）の靭性にも優れていることが要求される。
【０００３】
鋼の靭性の評価基準としては、従来、主にシャルピー衝撃試験による吸収エネルギーが用いられてきた。しかし、近年では、より信頼性を高めるために、き裂開口変位試験（Ｃｒａｃｋ  Ｔｉｐ  Ｏｐｅｎｉｎｇ  Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ  Ｔｅｓｔ、以降「ＣＴＯＤ試験」と略記する）が用いられることが多い。この試験は、靭性の評価部に疲労予き裂を発生させた試験片を３点曲げし、破壊直前のき裂底の口開き量（塑性変形量）を測定し、脆性破壊の発生抵抗を評価するものである。
【０００４】
ところで、上記用途に用いられるような板厚が厚い鋼には、一般に、多層溶接が施されるが、このような溶接では、熱影響部は複雑な熱履歴を受けるため、局所脆化域が発生し易く、特にボンド部（溶接金属と母材との境界）や２相域再熱部（溶接１サイクル目で粗粒となり、２サイクル目でαとγの２相域に加熱される領域）の靭性の低下が大きいという問題がある。ボンド部は、溶融点直下の高温に曝されるため、オーステナイト粒が粗大化し、引き続く冷却により、脆弱な上部ベイナイト組織に変態し易いからである。また、ボンド部には、ウィドマンステッテン組織や島状マルテンサイトといった脆化組織が生成するため、靭性はさらに低下する。
【０００５】
上記問題に対する対策として、例えば、鋼中にＴｉＮを微細に分散させて、オーステナイト粒の粗大化を抑制したり、フェライト変態核として利用したりする技術が実用化されている。さらに、特許文献１や特許文献２には、希土類元素（ＲＥＭ）をＴｉと共に複合添加して鋼中に微細粒子を分散させることにより、オーステナイト粒成長を抑制し、溶接部の靭性を向上する技術が開示されている。その他に、Ｔｉの酸化物を分散させる技術や、ＢＮのフェライト核生成能と酸化物分散とを組み合わせる技術、さらには、ＣａやＲＥＭを添加して硫化物の形態を制御することにより靭性を高める技術も提案されている。
【０００６】
一方、上記２相域再熱部、即ち最初の溶接で融点直下の高温に曝された領域が、続く溶接時の再加熱によりフェライトとオーステナイトの２相域となる領域が、最も脆化する原因は、２パス目以降の溶接時の再加熱により、オーステナイト領域に炭素が濃化し、これが冷却中に、島状マルテンサイトを含む脆弱なベイナイト組織を生成し、靭性を低下させるからである。そこで、この対策として、低Ｃ、低Ｓｉ化することにより島状マルテンサイトの生成を抑制し、さらにＣｕを添加することにより母材強度を確保する技術が開示されている（例えば、特許文献３参照）。
【０００７】
さらに、特許文献４には、上記溶接時の再加熱による脆化組織の生成を抑制する方法として、硫化物の形態制御のために添加しているＣａの添加量を適正範囲に制御した上で、Ｎｉを添加することにより、溶接熱影響部の靭性特性（ＣＴＯＤ特性）を向上させる技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特公平０３−０５３３６７号公報
【特許文献２】特開昭６０−１８４６６３号公報
【特許文献３】特開平０５−１８６８２３号公報
【特許文献４】特開２００７−２３１３１２公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、熱影響部の靭性が低下するという上述した問題は、上記従来技術によってある程度の改善がなされたものの、まだ幾つかの解決すべき問題点が残されている。例えば、ＴｉＮを利用する技術では、ＴｉＮが溶解する温度域まで加熱されるボンド部においてはその作用がなくなり、それどころか、固溶Ｔｉおよび固溶Ｎによる基地組織の脆化によって著しい靭性の低下が起こることがある。また、Ｔｉの酸化物を利用する技術では、酸化物の微細分散が十分均質にできないという問題がある。さらに、近年、船舶や海洋構造物等が大型化するのに伴って、それらに用いられる鋼材には、より高強度化、厚肉化することが求められている。それらの要求に応えるには、特許文献３の技術とは逆に、合金元素を多量に添加することが有効である。しかし、合金元素の多量の添加は、溶接時の再加熱による脆化組織の生成を促進し、溶接熱影響部の靭性の低下を招くという問題点を有している。また、特許文献４に開示された技術は、高強度化および厚肉化のため、マトリックスの高靭化に有効なＮｉの添加を必須としているため、原料コストが上昇するという問題点がある。
【００１０】
そこで、本発明の目的は、従来技術が抱える上記問題点を解決し、合金元素の添加量を増やさざるを得ない厚肉の高強度鋼板においても、母材の強度・靭性に優れるとともに、溶接熱影響部の靭性にも優れる高張力鋼とその好適な製造方法を提案することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
発明者らは、厚肉の高張力鋼の母材強度・靭性を向上すると共に、溶接熱影響部の靭性をも改善することができる方法について鋭意検討した。その結果、溶接熱影響部の靭性低下は、脆化組織の生成に起因していることから、この溶接熱影響部の靭性を向上させるためには、溶接時に高温加熱される領域におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制したうえで、さらに、溶接後の冷却時のフェライト変態を促進させるために、変態核を均一微細に分散させてやることが有効であることを見出した。
【００１２】
そこで、発明者らは、上記脆化組織の生成を抑制する方法についてさらに検討した結果、硫化物の形態制御のために添加しているＣａの添加量を適正範囲に制御することが有効であること、また、溶接熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）を向上するには、Ｍｎの添加が有効であることを見出した。
【００１３】
また、母材の強度・靭性に及ぼす圧延条件の影響について検討したところ、圧延後の冷却を、冷却速度が大きい前段冷却と小さい後段冷却とからなる２段冷却とし、それぞれの冷却速度を適正に制御してやれば、鋼板組織がアシキュラーフェライト主体の組織となり、母材の強度・靭性に優れた高張力鋼を製造できることを見出した。さらに、母材の強度と靭性をより高めるには、オーステナイトの低温域で、未再結晶域を形成する効果が大きいＮｂを有効利用することが重要であることを見出した。そして、これらの技術を適正に組み合わせることによって初めて本発明を完成するに至った。
【００１４】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．３０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．６６〜２．３０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００４〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１〜０．００５ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ｃａ，ＳおよびＯが下記（１）式；
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１  ・・・（１）
ここで、Ｃａ，ＳおよびＯは、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）
を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することを特徴とする高張力鋼である。
【００１５】
本発明の高張力鋼は、上記成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：０．７５ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．７ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．７ｍａｓｓ％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【００１６】
また、本発明は、Ｃ：０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．３０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：１．６６〜２．３０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００４〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００１〜０．００５ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３ｍａｓｓ％を含有し、かつ、Ｃａ，ＳおよびＯが下記（１）式；
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１
・・・（１）
ここで、Ｃａ，ＳおよびＯは、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）
を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを１０５０〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、９５０℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜７０％となる熱間圧延を施し、その後、熱間圧延終了温度から６００〜４５０℃間の冷却停止温度までを５〜４５℃／ｓｅｃで冷却する前段冷却と、上記前段冷却停止温度から４５０℃以下の冷却停止温度までを１℃／ｓｅｃ以上５℃／ｓｅｃ未満で冷却する後段冷却を施すことを特徴とする高張力鋼の製造方法を提案する。
【００１７】
本発明の高張力鋼の製造方法に用いる鋼スラブは、上記成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：０．７５ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．７ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．７ｍａｓｓ％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【００１８】
また、本発明の製造方法は、後段冷却後の鋼に、４５０〜６５０℃の焼戻処理を施すことを特徴とする。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、母材が降伏応力４６０ＭＰａ以上の高強度を有すると共に靭性にも優れ、しかも、溶接後の熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）にも優れる高強度鋼を安価に製造することができるので、船舶や海洋構造物等の大型化に大きく寄与する。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】熱間圧延後の前段冷却速度（圧延終了温度から６００〜４５０℃間の冷却停止温度までの冷却速度）が母材特性に及ぼす影響を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
本発明の基本的な技術思想について説明する。
本発明の第１の特徴は、溶接熱影響部の靭性を向上するために、硫化物の形態制御を目的として添加しているＣａの化合物（ＣａＳ）の晶出を有効利用するところにある。このＣａＳは、酸化物に比べて低温で晶出するため、均一に微細分散することができる。そして、ＣａＳの添加量および添加時の溶鋼中の溶存酸素量を適性範囲に制御することによって、ＣａＳ晶出後でも固溶Ｓが確保されるので、ＣａＳの表面上にＭｎＳが析出して複合硫化物を形成する。このＭｎＳには、フェライト核生成能があることが知られており、さらに、析出したＭｎＳの周囲には、Ｍｎの希薄帯が形成されるので、フェライト変態がより促進される。このＭｎ希薄帯の効果は、鋼中のＭｎ添加量を増加させることにより、より効果的に発現するようになる。しかも、析出したＭｎＳ上には、ＴｉＮ，ＢＮ，ＡｌＮ等のフェライト生成核も析出するので、よりいっそうフェライト変態が促進される。
また、Ｍｎ添加量を増加することにより、溶接熱影響部において脆化組織である島状マルテンサイトを極力生成させずに母材強度を効果的に高めることができる。これは、Ｍｎ添加量の増加により、溶接後の冷却中に生成する島状マルテンサイトがセメンタイトに分解しやすくなり、熱影響部組織中の島状マルテンサイトが低減するためである。これらの効果の結果、Ｎｉの添加を必須とすることなく、溶接熱影響部の靭性を確保することができる。
【００２２】
上記技術によって、高温でも溶解しないフェライト変態生成核を微細に分散させることが可能となり、溶接熱影響部の組織を微細化するとともに、島状マルテンサイトの生成を極力抑えることで、高い靭性を得ることができる。また、多層溶接時の熱サイクルにより２相域に再加熱される領域においても、最初の溶接熱影響部の組織が微細化されるので、未変態の領域の靭性が向上し、さらに、再変態するオーステナイト粒も微細化するので、靭性の低下の度合いを小さく抑えることができる。
【００２３】
本発明の第２の特徴は、鋼材圧延後の冷却を、前段冷却と後段冷却の２段階に分け、後段冷却より前段冷却の冷却速度を大きく制御するところにある。この点について、実験結果を基に説明する。
Ｃ：０．０８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．８ｍａｓｓ％を基本成分とする鋼スラブを、１１５０℃に加熱後、９５０℃以上の累積圧下率を４０％、９５０℃未満での累積圧下率を５０％、圧延終了温度を８５０℃とする熱間圧延後、圧延終了温度から５００℃までを冷却速度５〜４５℃／ｓｅｃ、より好ましくは５〜２０℃／ｓｅｃで冷却する前段冷却と、さらに、３５０℃までを冷却速度３℃／ｓｅｃで冷却する後段冷却を施し、その後、空冷して板厚１０〜５０ｍｍの厚鋼板とした。この厚鋼板について、引張強度特性および−４０℃における靭性特性（シャルピー衝撃吸収エネルギー）を測定した。
【００２４】
図１は、上記測定結果について、母材強度および靭性に及ぼす前段の冷却速度の影響を示したものであり、圧延終了温度から５００℃までの前段冷却の冷却速度を５〜４５℃／ｓｅｃの範囲に制御することによって、降伏応力が４６０ＭＰａ以上の高強度で、ｖＥ-４０℃が２００Ｊ以上である強度−靭性バランスに優れた鋼板が得られることがわかる。
【００２５】
さらに、上記冷却速度で冷却した鋼板は、アシキュラーフェライト主体の組織となることもわかった。一般に、高強度鋼を得ようとした場合、島状マルテンサイトなどをラス間に含む比較的粗大な上部ベイナイト組織となると、靭性が大きく低下する。そこで、高強度と高靭性を両立させるためには、圧延条件の工夫などにより微細なアシキュラーフェライト組織とすることが必要となる。しかし、発明者らは、圧延後の冷却を前段冷却とそれよりも冷却速度が遅い後段冷却とに分け、それぞれの冷却速度を適正に制御することによって、アシキュラーフェライト主体の組織とし、優れた強度−靭性バランスを有する鋼板を得ることができることを見出した。これは、前段の冷却速度を速くすることで、変態核生成密度を高め、変態後の組織を粗大ベイナイト組織でなく緻密なアシキュラーフェライト組織にすることができるからである。さらに、後段の冷却速度については、前段の冷却速度より速過ぎると、島状マルテンサイトを生成し、母材の靭性を劣化させること、一方、後段の冷却速度を遅くし過ぎると、母材の強度が低下してしまうことから、適正な範囲に制御する必要があることも見出した。
本発明は、上記知見に基づき完成したものである。
【００２６】
次に、本発明に係る高張力鋼が有すべき成分組成について説明する。
Ｃ：０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼の強度に最も大きく影響する元素であり、構造用鋼として必要な強度（ＹＳ≧４６０ＭＰａ）を確保するためには０．０３ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。しかし、逆に、多過ぎると、母材靭性の低下や溶接時の低温割れを引き起こすので、上限を０．１０ｍａｓｓ％とする。
【００２７】
Ｓｉ：０．３０ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、脱酸材として、また、鋼を高強度化するために添加される成分であり、その効果を得るためには、０．０１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．３０ｍａｓｓ％を超えると、母材および溶接部の靭性を低下させるため０．３０ｍａｓｓ％以下とする必要がある。好ましくは、０．０１〜０．２０ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２８】
Ｍｎ：１．６０〜２．３０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、母材の強度を確保するために有効な元素であるが、本発明では、溶接熱影響部の組織微細化を促進すると共に、脆化組織の形成を極力抑制して、溶接熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）を改善するために添加する重要な元素である。この効果を得るためには、１．６０ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、２．３０ｍａｓｓ％を超えると、母材や溶接部の靭性を著しく低下させるため、２．３０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは、１．６５〜２．１５ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２９】
Ｐ：０．０１５ｍａｓｓ％以下
Ｐは、不可避的に混入する不純物であり、０．０１５ｍａｓｓ％を超えると、母材や溶接部の靭性を低下させるため、０．０１５ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは、０．０１０ｍａｓｓ％以下である。
【００３０】
Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｓは、不可避的に混入する不純物であり、０．００５ｍａｓｓ％を超えて含有すると、母材および溶接部の靭性を低下させるため、０．００５ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは、０．００３５ｍａｓｓ％以下である。
【００３１】
Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために添加される元素であり、０．００５ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。一方、０．０６ｍａｓｓ％を超えて添加すると、母材の靭性を低下させるとともに、溶接による希釈によって溶接金属部に混入し、靭性を低下させるため、０．０６ｍａｓｓ％以下に制限する必要がある。好ましくは、０．０１０〜０．０５５ｍａｓｓ％である。
【００３２】
Ｎｂ：０．００４〜０．０５ｍａｓｓ％
Ｎｂは、オーステナイトの低温度域で未再結晶域を形成するので、その温度域で圧延を施すことにより、母材の組織微細化および高靭性化を図ることができる。また、圧延・冷却後に焼戻処理を施すことにより、析出強化を図ることもできる。したがって、Ｎｂは、鋼の強化を図る観点からは重要な添加元素である。上記効果を得るためには、Ｎｂを０．００４ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、０．０５ｍａｓｓ％を超えて過剰に添加した場合には、溶接部の靭性を劣化させるので、上限は０．０５ｍａｓｓ％とする。
【００３３】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％
Ｔｉは、溶鋼が凝固する際にＴｉＮとなって析出し、溶接部におけるオーステナイトの粗大化を抑制し、また、フェライトの変態核となるため、溶接部の高靭性化に寄与する。それらの効果を得るためには、０．００５ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、０．０２ｍａｓｓ％を超えて添加すると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、母材や溶接部の靭性改善効果が得られなくなる。よって、Ｔｉの添加量は０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００３４】
Ｎ：０．００１〜０．００５ｍａｓｓ％
Ｎは、溶接部の組織の粗大化を抑制するＴｉＮを形成させるために必要な元素であり、０．００１ｍａｓｓ％以上添加する。一方、０．００５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、固溶Ｎが母材や溶接部の靭性を著しく低下させることから上限を０．００５ｍａｓｓ％とする。なお、組織の粗大化を抑制するピンニング（ｐｉｎｎｉｎｇ）に十分な量のＴｉＮ形成させるためには、０．００３〜０．００５ｍａｓｓ％の範囲が好ましい。
【００３５】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３ｍａｓｓ％
Ｃａは、Ｓを固定することによって靭性を向上する元素である。この効果を発現させるためには、少なくとも０．０００５ｍａｓｓ％の添加が必要である。しかし、０．００３ｍａｓｓ％を超えて含有しても、その効果が飽和するので、Ｃａは、０．０００５〜０．００３ｍａｓｓ％の範囲で添加する。
【００３６】
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１
高温でも溶解しないフェライト変態生成核ＣａＳを微細分散させるためには、Ｃａ，ＳおよびＯは、下記（１）式；
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１  ・・・（１）
ここで、Ｃａ，Ｓ，Ｏ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）
の関係を満たして含有する必要がある。上記式中の、（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５／Ｓ）は、硫化物形態制御に有効なＣａとＳの原子濃度の比を示す値であり、この値から、硫化物の形態を推定することができる（持田他、「鉄と鋼」、日本鉄鋼協会、第６６年（１９８０）、第３号、Ｐ．３５４〜３６２）。
【００３７】
すなわち、（（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ）の値が０以下の場合には、ＣａＳが晶出しない。そのため、Ｓは、ＭｎＳ単独の形態で析出するので、本発明の主眼である溶接熱影響部でのフェライト生成核の微細分散を実現することができない。また、単独で析出したＭｎＳは、鋼板圧延時に伸長されて、母材の靭性低下を引き起こす。
一方、（（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ）の値が１以上の場合には、Ｓが完全にＣａによって固定され、フェライト生成核として働くＭｎＳがＣａＳ上に析出しなくなるため、複合硫化物が、フェライト生成核として十分に機能することができなくなる。
これに対して、Ｃａ，Ｓ，Ｏが、上記（１）式を満たしている場合には、ＣａＳ上にＭｎＳが析出して複合硫化物を形成し、フェライト生成核として有効に機能することができる。なお、（（Ｃa−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ）の値は、好ましくは０．２〜０．８の範囲である。
【００３８】
本発明の高張力鋼は、上記必須成分に加えてさらに、強度および靭性を高めるために、Ｂ，Ｖ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏのうちから選ばれる１種または２種以上を含有することができる。
Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、粒界から起こるフェライト変態を抑制してベイナイト組織の分率を高めることにより、鋼を高強度化する効果がある。その効果は、０．０００３ｍａｓｓ％以上の添加で得られる。しかし、０．００２５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、逆に靭性が低下する。Ｂのより好ましい範囲は０．０００５〜０．００２ｍａｓｓ％である。
【００３９】
Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下
Ｖは、母材の強度・靭性の向上に有効な元素であり、また、ＶＮとして析出してフェライト生成核としても働く元素でもある。その効果を得るためには、０．０１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、添加量が０．２ｍａｓｓ％を超えると、却って靭性の低下を招くので０．２ｍａｓｓ％以下を添加するのが好ましい。より好ましくは、０．１５ｍａｓｓ％以下である。
【００４０】
Ｃｕ：１ｍａｓｓ％以下
Ｃｕは、鋼の強度向上効果を有する元素である。その効果を得るためには、０．０５ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、１ｍａｓｓ％を超えると、熱間脆性を引き起こして鋼板の表面性状を劣化させるため、１ｍａｓｓ％以下の範囲で添加するのが好ましい。より好ましくは、０．８ｍａｓｓ％以下である。
【００４１】
Ｎｉ：２ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、鋼の強度向上および溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性の向上に有効な元素である。その効果を得るためには、０．０５ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、Ｎｉは、高価な元素であるため、上限を２．０ｍａｓｓ％とするのが好ましい。本発明のように、Ｍｎを１．６ｍａｓｓ％以上添加する場合には、なお、原料コストを低減する観点からは、Ｎｉは０．３ｍａｓｓ％未満とするのがより好ましい。
【００４２】
Ｃｒ：０．７ｍａｓｓ％以下
Ｃｒは、母材を高強度化するのに有効な元素である。その効果を得るためには、０．０５ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、多量に添加すると、逆に靭性に悪影響を与えるので、上限を０．７ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以下である。
【００４３】
Ｍｏ：０．７ｍａｓｓ％以下
Ｍｏは、Ｃｒと同様、母材を高強度化するのに有効な元素である。その効果を得るためには、０．０５ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、多量に添加すると、逆に靭性に悪影響を与えるので、上限を０．７ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以下である。
【００４４】
次に、本発明の高張力鋼の製造方法について説明する。
本発明の高張力鋼は、上述した本発明に適合する成分組成に調整した溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等を用いた通常の方法で溶製し、次いで、連続鋳造または造塊−分塊圧延などの通常の工程を経てスラブ等の鋼素材としたのち、この鋼素材を熱間圧延して厚肉高張力鋼を製造するのが好ましい。この際、熱間圧延に先立って行う鋼素材の加熱温度は１０５０〜１２００℃の範囲とする必要がある。加熱温度が１０５０℃以上とする理由は、鋼素材中に存在する鋳造欠陥を、熱間圧延によって確実に圧着させるためである。しかし、１２００℃を超える温度に加熱すると、凝固時に析出したＴｉＮが粗大化し、母材や溶接部の靭性が低下するため、加熱温度は１２００℃以下に規制する必要がある。
【００４５】
上記温度に加熱した鋼素材は、その後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率を３０％以上とし、９５０℃未満の温度域における累積圧下率を３０〜７０％とする熱間圧延を施し、所定の板厚を有する高張力鋼とする。９５０℃以上の温度域で累積圧下率が３０％以上の熱間圧延を施す理由は、この温度域での累積圧下率を３０％以上とすることにより、オーステナイト粒が再結晶して組織を微細化できるが、累積圧下率が３０％未満では、加熱時に生成した異常粗大粒が残存して、母材の靭性に悪影響を及ぼすためである。
【００４６】
また、９５０℃未満の温度域における累積圧下率を３０〜７０％とする熱間圧延を施す理由は、この温度域で圧延されたオーステナイト粒は十分に再結晶しないため、圧延後のオーステナイト粒は、扁平に変形したままで、内部に変形帯などの欠陥に多量に含む内部歪の高いものとなる。そして、この蓄積された内部エネルギーが、その後のフェライト変態の駆動力として働き、フェライト変態を促進する。しかし、圧下率が３０％未満では、上記の蓄積される内部エネルギーが十分ではないため、フェライト変態が起こりにくく、母材靭性が劣化する。一方、圧下率が７０％を超えると、逆にポリゴナルフェライトの生成が促進されて、アシキュラーフェライトの生成が抑制され、高強度と高靭性とが両立しなくなる。
【００４７】
続く熱間圧延終了後の冷却は、前段冷却と後段冷却に分け、前者の冷却速度を後者のそれよりも相対的に大きくする、すなわち、前段冷却では、熱間圧延終了温度から６００〜４５０℃間の冷却停止温度まで、好ましくは熱間圧延終了温度から５８０〜４８０℃間の冷却停止温度までを、５〜４５℃／ｓｅｃ、好ましくは５〜２０℃／ｓｅｃ、さらに好ましくは６〜１６℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、その後の後段冷却では、前段冷却の停止温度から４５０℃以下の後段冷却停止温度まで、好ましくは前段冷却の停止温度から４００〜２５０℃間の冷却停止温度までを、１℃／ｓｅｃ以上５℃／ｓｅｃ未満、好ましくは２〜４．５℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却する必要がある。
【００４８】
前段冷却における停止温度が上記温度域よりも高い場合には、強度の増加がほとんどなく、逆に、上記温度域よりも低い場合には靭性が劣化する。また、前段冷却速度が上記範囲の下限未満では、ポリゴナルフェライト主体の組織となって強度の向上が得られず、逆に上記範囲の上限を超えると靭性が低下する。さらに、後段冷却における冷却停止温度が上記温度域の上限よりも高い場合には、強度の上昇が不十分となる。また、後段冷却速度が上記範囲の下限未満では、母材強度が不足し、逆に上記範囲の上限を超えると、母材の靭性が低下する。また、後段の冷却速度が、前段の冷却速度より速過ぎると、島状マルテンサイトを生成し、母材の靭性を劣化させてしまう。
【００４９】
なお、本発明では、残留する内部応力を低減する目的で、上記冷却後の鋼材に、４５０〜６５０℃の温度範囲で焼戻処理を施してもよい。焼戻処理温度が４５０℃未満では、残留応力の除去効果が小さく、一方、６５０℃を超えて高くなると、各種炭窒化物が析出して析出強化を起こし、靭性が低下するため好ましくない。
【００５０】
以上説明したように、本発明の高張力鋼の製造方法においては、熱間圧延における圧延温度に応じた適正な圧下率制御と、圧延終了後の２段冷却条件の適正な制御が重要であり、とくに前段冷却の冷却速度を後段冷却のそれより大きくすることにより、母材がアシキュラーフェライト主体の組織となり、強度−靭性バランスに優れた鋼材を得ることができる。
【００５１】
また、本発明において、鋼成分のうちのＮを０．００３０ｍａｓｓ％超、熱間圧延後の前段冷却の冷却速度を２０℃／ｓｅｃ超４５℃／ｓｅｃ以下、前段冷却の停止温度を４５０℃以上５００℃未満とすることにより、母材の降伏応力が５５０ＭＰａ以上の高強度を有すると共に、靭性にも優れ、しかも、溶接後の熱影響部の靭性（ＣＴＯＤ特性）にも優れる高強度鋼を安価に製造することができる。
【実施例】
【００５２】
表１−１および表１−２に示した成分組成を有するＮｏ．１〜３１の鋼スラブを素材とし、表２−１および表２−２に示した条件で熱間圧延と前段冷却および後段冷却を施し、厚さが５０〜８０ｍｍの厚鋼板を製造した。なお、表２−１、表２−２中に記載された温度は、放射温度計で測定した鋼板表層温度から計算して求めた板厚１／４部の温度である。かくして得られた厚鋼板からサンプルを採取し、引張試験およびシャルピー衝撃試験に供した。引張試験は、厚鋼板の板厚１／４部から、試験片の長手軸の方向が圧延方向と平行になるようにＪＩＳ４号引張試験片を採取し、降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）を測定した。また、シャルピー衝撃試験は、各厚鋼板の板厚１／４部から、圧延幅方向にＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し、−４０℃の温度における吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）を測定した。そして、ＹＳ≧４６０ＭＰａ、ＴＳ≧５７０ＭＰａおよびｖＥ−４０℃≧２００Ｊの全てを満たすものを母材特性が良好と評価した。
【００５３】
【表１−１】
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【００５４】
【表１−２】
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【００５５】
【表２−１】
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【００５６】
【表２−２】
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【００５７】
さらに、原則として、母材特性であるＹＳ，ＴＳおよびｖＥ−４０℃の全てが上記基準を満たす厚鋼板から採取した試験板にレ開先（開先角度３０°）を加工し、入熱量が２５ｋＪ／ｃｍの炭酸ガスアーク溶接を行って溶接継手を作製し、この溶接継手から、レ開先のストレートボンド部にノッチを施したＣＴＯＤ試験片を採取し、−１０℃の温度でＣＴＯＤ試験を行った。なお、ＣＴＯＤ試験片の作製および試験条件は、英国規格ＢＳ７４４８に準拠して行った。また、切欠位置をボンド部とするＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し、−４０℃の温度でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）を測定した。
【００５８】
上記の試験結果を表２−１および表２−２に併記して示した。これらの結果から、本発明例の鋼板は、母材の降伏応力（ＹＳ）が４６０ＭＰａ以上でかつシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）が２００Ｊ以上を有しており、母材の強度、靭性が共に優れていること、さらに、炭酸ガスアーク溶接継手ボンド部についても、ｖＥ−４０℃が２００Ｊ以上で、ＣＴＯＤ値が０．１０ｍｍ以上であり、溶接熱影響部の靭性にも優れていることがわかる。これに対して、本発明の範囲を外れる比較例の鋼では、上記いずれか１つ以上の特性が劣る鋼板しか得られていない。
【００５９】
なお、Ｎ含有量が０．００３０ｍａｓｓ％超の鋼板Ｎｏ．１１〜１７では、ＴｉＮのピンニング効果により、溶接部のＣＴＯＤ特性が優れている。
また、Ｎ含有量が０．００３０ｍａｓｓ％超で、熱間圧延後の前段冷却の冷却速度を２０℃／ｓｅｃ超４５℃／ｓｅｃ以下および前段冷却の停止温度を４５０℃以上５００℃未満とする条件で製造した鋼板Ｎｏ．１５および１６は、いずれも、母材の降伏応力が５５０ＭＰａ以上の高強度を有している。
【産業上の利用可能性】
【００６０】
本発明の高張力鋼は、船舶や海洋構造物、ラインパイプ、圧力容器だけでなく、建築・土木等の分野において溶接して組み立てられる鋼構造物にも好適に用いることができる。
【図１】
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