(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％にて、
（ａ１）
Ｃ：０．０５〜０．１０％
Ｓｉ：０．０３〜０．３０％
Ｍｎ：０．８０〜１．６０％
Ｎｂ：０．００５〜０．０１５％
Ｖ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌ：０．００５〜０．１００％を含有し、
さらに、（ｂ）
Ｃｕ：０．１０〜０．８０％
Ｎｉ：０．１０〜０．７０％
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％
Ｍｏ：０．０５〜０．２５％、よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、式（１）で表されるＰｃｍ値が０．１９％以上、０．２１％以下の鋼を１０００〜１２００℃にて加熱後、７５０〜８８０℃の圧下率を２０％以上とする制御圧延を行った後、直ちに３００℃以下へ焼入れを行い、焼入れ後にＡｃ１点＋１０℃からＡｃ１点＋４０℃までの二相域にて加熱後、３００℃以下へ板厚中心部の冷却速度が０．０１〜０．２０℃／ｓｅｃとなるように冷却した後、４５０〜５８０℃にて焼戻しを行うことを特徴とする、体積分率％にて１．０％以上、５．０％以下の残留オーステナイトを含む、溶接性に優れた板厚６０ｍｍ以上、１２０ｍｍ以下のＨＴ５９０級建築用極厚鋼板の製造方法。
式（１）  Ｐｃｍ（％）＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／３０＋Ｍｎ（％）／２０
＋Ｃｕ（％）／２０＋Ｎｉ（％）／６０＋Ｃｒ（％）／２０
＋Ｍｏ（％）／１５＋Ｖ（％）／１０＋５Ｂ（％）。
【請求項２】
重量％にて、
（ａ２）
Ｃ：０．０５〜０．１０％
Ｓｉ：０．０３〜０．３０％
Ｍｎ：０．８０〜１．６０％
Ｓ：０．００１〜０．００８％
Ｎｂ：０．００５〜０．０１５％
Ｖ：０．００５〜０．０５０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ａｌ：０．００５〜０．１００％を含有し、
さらに、（ｂ）
Ｃｕ：０．１０〜０．８０％
Ｎｉ：０．１０〜０．７０％
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％
Ｍｏ：０．０５〜０．２５％、よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、式（１）で表されるＰｃｍ値が０．１９％以上、０．２１％以下の鋼を１０００〜１２００℃にて加熱後、７５０〜８８０℃の圧下率を２０％以上とする制御圧延を行った後、直ちに３００℃以下へ焼入れを行い、焼入れ後にＡｃ１点＋１０℃からＡｃ１点＋４０℃までの二相域にて加熱後、３００℃以下へ板厚中心部の冷却速度が０．０１〜０．２℃／ｓｅｃとなるように冷却した後、４５０〜５８０℃にて焼戻しを行うことを特徴とする、体積分率％にて１．０％以上、５．０％以下の残留オーステナイトを含む、溶接性に優れた板厚６０ｍｍ以上、１２０ｍｍ以下のＨＴ５９０級建築用極厚鋼板の製造方法。
式（１）  Ｐｃｍ（％）＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／３０＋Ｍｎ（％）／２０
＋Ｃｕ（％）／２０＋Ｎｉ（％）／６０＋Ｃｒ（％）／２０
＋Ｍｏ（％）／１５＋Ｖ（％）／１０＋５Ｂ（％）。
【請求項３】
重量％にて、
（ａ１）
Ｃ：０．０５〜０．１０％
Ｓｉ：０．０３〜０．３０％
Ｍｎ：０．８０〜１．６０％
Ｎｂ：０．００５〜０．０１５％
Ｖ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌ：０．００５〜０．１００％を含有し、
さらに、（ｂ）
Ｃｕ：０．１０〜０．８０％
Ｎｉ：０．１０〜０．７０％
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％
Ｍｏ：０．０５〜０．２５％、よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、
（ｃ）
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．００１〜０．０３０％、よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、式（１）で表されるＰｃｍ値が０．１９％以上、０．２１％以下の鋼を１０００〜１２００℃にて加熱後、７５０〜８８０℃の圧下率を２０％以上とする制御圧延を行った後、直ちに３００℃以下へ焼入れを行い、焼入れ後にＡｃ１点＋１０℃からＡｃ１点＋４０℃までの二相域にて加熱後、３００℃以下へ板厚中心部の冷却速度が０．０１〜０．２℃／ｓｅｃとなるように冷却した後、４５０〜５８０℃にて焼戻しを行うことを特徴とする、体積分率％にて１．０％以上、５．０％以下の残留オーステナイトを含む、溶接性に優れた板厚６０ｍｍ以上、１２０ｍｍ以下のＨＴ５９０級建築用極厚鋼板の製造方法。
式（１）  Ｐｃｍ（％）＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／３０＋Ｍｎ（％）／２０
＋Ｃｕ（％）／２０＋Ｎｉ（％）／６０＋Ｃｒ（％）／２０
＋Ｍｏ（％）／１５＋Ｖ（％）／１０＋５Ｂ（％）。」
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接性に優れたＨＴ５９０級建築用極厚鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、建築構造物に使用され始めた引張強さＴＳが５９０ＭＰａ級の極厚鋼板（例えば板厚６０〜１５０ｍｍ）は、板厚中心部の強度・靭性と８０％以下の低ＹＲ特性を確保するため、Ｃを始めとする強化元素が多量に添加され、Ｐｃｍ値が０．２４％程度以上と薄手材に比較しかなり高いため、小入熱溶接時の割れ防止には、１００℃程度の予熱が必要である。
【０００３】
建築分野では、この鋼板の予熱作業は負荷が大きく建築物の製造コスト増加を招くことから、予熱なしで室温で溶接しても溶接割れの発生しない鋼板への要求が高まっている。溶接割れの主原因は溶接残留応力と溶接部に侵入した拡散性水素および溶接熱影響部の硬化とが重畳することであり、鋼板に求められるのは溶接熱影響部が顕著に硬化する小入熱溶接時においても溶接熱影響部の硬さ上昇が小さく溶接割れが発生しにくいことである。
【０００４】
Ｐｃｍ値を０．２１％以下にすることで上記の溶接割れが発生しにくくなることが知られている。従って、従来より格段に低い０．２１％以下の低Ｐｃｍ値にて、極厚鋼板の板厚中心部でＨＴ５９０級の強度、靭性および８０％以下の低ＹＲ特性を確保することが技術的課題となる。
【０００５】
この技術的課題に関する従来知見として、特開平６−６５６８２には二相域温度に加熱後、所定の温度まで空冷した後、焼入れる熱処理を行うことで、従来より低い炭素当量であるにもかかわらず十分な強度と低い降伏比が得られる製造技術が開示されている。また、特開平７ー２９２４１５にはＣｕを１．０〜１．４ｗｔ％添加し析出硬化を利用し、二相域熱処理の前組織を粗いフェライト＋パーライト組織とすることで０．２０％以下の低Ｐｃｍの化学成分にて、１０．０ｍｍまでの厚手の鋼板の板厚中心部でＨＴ５７０級の強度、靭性および８０％以下の低ＹＲ特性を確保する技術が開示されている。
【０００６】
特開平６−６５６８２に開示されている技術の適用では本課題である０．２１％以下の低Ｐｃｍの成分系で極厚材の強度、靭性および８０％以下の低ＹＲ特性を確保することは困難である。また、特開平７−２９２４１５に開示されている技術は、Ｃｕの多量添加が必要であり、Ｃｕ割れ防止のためのＮｉ添加も必要となることから製造コストの大幅な上昇を招く。また、粗いフェライト＋パーライト組織にＣｕを顕著に析出させると十分な低温靭性の確保が困難となる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明が解決しようとする課題は、建築分野にて多大な作業負荷により建築物の製造コスト増加を招いている鋼板溶接時の予熱作業を不要とし、建築物製造コストの削減に貢献することができる、溶接性に優れたＨＴ５９０級建築用極厚鋼板、および同鋼板を安価に、安定して製造する方法を提供することである。
【０００８】
より具体的には、従来より格段に低い０．２１％以下の低Ｐｃｍの化学成分にて、極厚材の板厚中心部でＨＴ５９０級の強度（例えば、０．２％耐力（０．２％ＰＳ）：４４０〜５４０ＭＰａ、引張強さ（ＴＳ）：５９０〜７４０ＭＰａ）と、８０％以下の低ＹＲ特性、さらには、ー４０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−４０）が１００Ｊ以上である十分な低温靭性を有する鋼板を提供することである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明は、以上の課題を解決するためになされたものであって、その要旨は、以下のとおりである。
【００１５】
（１）重量％にて、
（ａ１）
Ｃ：０．０５〜０．１０％
Ｓｉ：０．０３〜０．３０％
Ｍｎ：０．８０〜１．６０％
Ｎｂ：０．００５〜０．０１５％
Ｖ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌ：０．００５〜０．１００％を含有し、
さらに、（ｂ）
Ｃｕ：０．１０〜０．８０％
Ｎｉ：０．１０〜０．７０％
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％
Ｍｏ：０．０５〜０．２５％、よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、式（１）で表されるＰｃｍ値が０．１９％以上、０．２１％以下の鋼を１０００〜１２００℃にて加熱後、７５０〜８８０℃の圧下率を２０％以上とする制御圧延を行った後、直ちに３００℃以下へ焼入れを行い、焼入れ後にＡｃ１点＋１０℃からＡｃ１点＋４０℃までの二相域にて加熱後、３００℃以下へ板厚中心部の冷却速度が０．０１〜０．２０℃／ｓｅｃとなるように冷却した後、４５０〜５８０℃にて焼戻しを行うことを特徴とする、体積分率％にて１．０％以上、５．０％以下の残留オーステナイトを含む、溶接性に優れた板厚６０ｍｍ以上、１２０ｍｍ以下のＨＴ５９０級建築用極厚鋼板の製造方法。
【００１６】
式（１）Ｐｃｍ（％）＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／３０＋Ｍｎ（％）／２０＋Ｃｕ（％）／２０＋Ｎｉ（％）／６０＋Ｃｒ（％）／２０＋Ｍｏ（％）／１５＋Ｖ（％）／１０＋５Ｂ（％）。
【００１７】
（２）重量％にて、
（ａ２）
Ｃ：０．０５〜０．１０％
Ｓｉ：０．０３〜０．３０％
Ｍｎ：０．８０〜１．６０％
Ｓ：０．００１〜０．００８％
Ｎｂ：０．００５〜０．０１５％
Ｖ：０．００５〜０．０５０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ａｌ：０．００５〜０．１００％を含有し、
さらに、（ｂ）
Ｃｕ：０．１０〜０．８０％
Ｎｉ：０．１０〜０．７０％
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％
Ｍｏ：０．０５〜０．２５％、よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、式（１）で表されるＰｃｍ値が０．１９％以上、０．２１％以下の鋼を１０００〜１２００℃にて加熱後、７５０〜８８０℃の圧下率を２０％以上とする制御圧延を行った後、直ちに３００℃以下へ焼入れを行い、焼入れ後にＡｃ１点＋１０℃からＡｃ１点＋４０℃までの二相域にて加熱後、３００℃以下へ板厚中心部の冷却速度が０．０１〜０．２℃／ｓｅｃとなるように冷却した後、４５０〜５８０℃にて焼戻しを行うことを特徴とする、体積分率％にて１．０％以上、５．０％以下の残留オーステナイトを含む、溶接性に優れた板厚６０ｍｍ以上、１２０ｍｍ以下のＨＴ５９０級建築用極厚鋼板の製造方法。
【００１８】
式（１）Ｐｃｍ（％）＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／３０＋Ｍｎ（％）／２０＋Ｃｕ（％）／２０＋Ｎｉ（％）／６０＋Ｃｒ（％）／２０＋Ｍｏ（％）／１５＋Ｖ（％）／１０＋５Ｂ（％）。
【００１９】
（３）重量％にて、
（ａ１）
Ｃ：０．０５〜０．１０％
Ｓｉ：０．０３〜０．３０％
Ｍｎ：０．８０〜１．６０％
Ｎｂ：０．００５〜０．０１５％
Ｖ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌ：０．００５〜０．１００％を含有し、
さらに、（ｂ）
Ｃｕ：０．１０〜０．８０％
Ｎｉ：０．１０〜０．７０％
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％
Ｍｏ：０．０５〜０．２５％、よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、
（ｃ）
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．００１〜０．０３０％、よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、式（１）で表されるＰｃｍ値が０．１９％以上、０．２１％以下の鋼を１０００〜１２００℃にて加熱後、７５０〜８８０℃の圧下率を２０％以上とする制御圧延を行った後、直ちに３００℃以下へ焼入れを行い、焼入れ後にＡｃ１点＋１０℃からＡｃ１点＋４０℃までの二相域にて加熱後、３００℃以下へ板厚中心部の冷却速度が０．０１〜０．２℃／ｓｅｃとなるように冷却した後、４５０〜５８０℃にて焼戻しを行うことを特徴とする、体積分率％にて１．０％以上、５．０％以下の残留オーステナイトを含む、溶接性に優れた板厚６０ｍｍ以上、１２０ｍｍ以下のＨＴ５９０級建築用極厚鋼板の製造方法。
【００２０】
／２０＋Ｎｉ（％）／６０＋Ｃｒ（％）／２０＋Ｍｏ（％）／１５＋Ｖ（％）／１０＋５Ｂ（％）
に関するものである。
【００２１】
本発明者らは、上記の課題に対し、種々の試験を行った結果、１．０％以上の残留オーステナイトを鋼板中（特に板厚中心部）に生成させることで極厚鋼板においても０．２１％以下の低Ｐｃｍの化学成分にて、強度、低ＹＲ特性と、低温靭性の確保が可能となることを新規に知見すると共に、上記を満足することにより溶接性に優れたＨＴ５９０級建築用極厚鋼板を、安価に、安定して製造する方法の開発に成功したものである。尚、残留オーステナイトの％表示は特に断らない限り体積分率％である。
【００２２】
本発明者らが残留オーステナイトに着目した理由を以下に述べる。残留オーステナイトを鋼中に生成させ、荷重負荷時に歪誘起マルテンサイト変態を起こさせ加工硬化を大きくすることにより、好適な強度と低ＹＲ特性が得られることが期待される。さらに、歪蓄積部で残留オーステナイトの歪誘起マルテンサイト変態が起こることで応力集中を緩和し好適な靭性が得られることが期待される。すなわち、残留オーステナイトによる強度、低ＹＲ特性と低温靭性の確保が期待される。
【００２３】
従来、薄板分野では、鋼板のプレス加工性向上を目的に０．１％程度以上のＣと０．５％程度以上のＳｉを含有する鋼で１０％程度以上の多量の残留オーステナイトを得る手法に関する研究開発が行われている。しかしながら、低Ｐｃｍ成分系の厚鋼板（例えば、建築用等の溶接構造用鋼材）においては、更に特に板厚中心部においては、従来の製造方法では残留オーステナイトは生成せず、また、残留オーステナイトを得る手段を示唆する技術開示もこれまでなかった。本発明者らは、低Ｐｃｍの化学成分にて残留オーステナイトを得るために、成分、加熱・圧延・冷却条件に加えて、更に二相域熱処理条件に着目して検討を行った。
【００２４】
その結果、二相域熱処理温度をＡｃ１点の直上付近（好ましくはＡｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋４０℃）とし、かつ、その後の冷却速度を従来とは逆に遅くすることにより所定量の残留オーステナイトが得られることがわかった。二相域熱処理温度をＡｃ１点の直上付近にすると、二相域熱処理時に生成するオーステナイト量が少量であり、この少量のオーステナイト中にＣおよび溶質原子が濃化してオーステナイトが安定化するためであると本発明者らは考えている。また、これに加えて冷却速度を従来に比較し小さくすることが、冷却中に過飽和となるフェライト中の固溶Ｃをオーステナイト中へ拡散させ、オーステナイトをさらに安定化し強度が上昇するのであろうと本発明者らは考えている。
【００２５】
【発明の実施の形態】
次に、本発明における、成分、ミクロ組織、及び加熱、圧延、熱処理条件の限定によりもたらされる作用を以下に述べる。
【００２６】
本発明における成分限定理由を述べる。成分量の％表示は特に断らない限りｗｔ％である。まず（ａ１）群中の成分については、
Ｃは母材強度確保のため０．０５％以上の添加が必要である。０．１０％を超える添加は溶接熱影響部を硬化させ溶接性を劣化させるため、その上限を０．１０％とする。
【００２７】
Ｓｉは鋼の脱酸および強度確保のために必要な元素であり、その効果を得るために０．０３％以上の添加が必要である。多量に添加することで残留オーステナイト分率を上昇させる効果が得られるものの、０．３０％を超える添加は溶接熱影響部の靭性を低下させるため、その上限を０．３０％とする。
【００２８】
Ｍｎは母材強度確保のため０．８０％以上の添加が必要であり、多量添加は母材靭性を低下させるためその上限を１．６０％とする。
【００２９】
Ｎｂは熱間圧延時に炭窒化物として析出し、鋼のミクロ組織を細粒化することにより強度と母材靭性を同時に向上させる。その効果を得るために０．００５％以上の添加が必要であり、多量添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、その上限を０．０１５％とする。
【００３０】
Ａｌは鋼の脱酸のため、０．００５％以上の添加が必要であり、多量に添加すると母材靭性を著しく低下させるため、０．１００％を上限とする。
Ｖは母材強度を向上させる効果を有する。その効果を得るには０．００５％以上の添加が必要であり、多量添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させることから、その上限を０．０５％とする。
【００３１】
本発明鋼は、上記元素に加えて、残留オーステナイトを形成し、母材の強度、靭性を確保するために、Ｃｕ：０．１０〜０．８０％、Ｎｉ：０．１０〜０．７０％、Ｃｒ：０．１０〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．２５％よりなる（ｂ）群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することができる。
【００３２】
Ｃｕは母材強度を向上させる効果を有する。その効果を得るには０．１０％以上の添加が必要であり、０．８０％を超える添加は顕著な析出強化による母材靭性の低下と低ＹＲ特性の劣化を招くため、その上限を０．８０％とする。
【００３３】
Ｎｉは、強度と靭性を共に向上させる効果を有すると共にＣｕ添加による鋼の熱間割れを防止し得る。その効果を得るには０．１０％以上の添加が必要であり、多量添加は経済性を著しく損なうため、その上限を０．７０％とする。
【００３４】
Ｃｒは焼入れ性を高める効果、焼戻し軟化抵抗を高める効果を有する。その効果を得るためには０．１０％以上の添加が必要であり、多量添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させることから、その上限を０．５０％とする。
【００３５】
Ｍｏは焼入れ性を高める効果、焼戻し軟化抵抗を高める効果を有する。その効果を得るためには０．０５％以上の添加が必要であり、多量添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させることと経済性を損なうため、その上限を０．２５％とする。
【００３７】
更に、本発明鋼は、上記元素に加えて、大入熱溶接時の溶接熱影響部の組織を細粒化し靭性を向上せしめることを目的として、（ａ２）群に下記３元素
Ｓ：０．００１〜０．００８％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｎ：０．００１０〜０．００８０％を含有せしめることができる。
【００３８】
ＳはＭｎＳとして溶接の冷却時にフェライト変態核となり、大入熱溶接時の溶接熱影響部の組織を細粒化し靭性を向上し得る。その効果を得るために、０．００１％以上の添加が必要であり、多量添加は母材靭性を低下させるためその上限を０．００８％とする。
【００３９】
ＴｉおよびＮはＴｉＮとして鋼中に析出し、ＭｎＳの析出核となることで溶接熱影響部靭性向上効果を有する。その効果を得るために、Ｔｉは０．００５％以上の添加が必要であり、多量添加は母材靭性を劣化させるためその上限を０．０２０％とする。Ｎは０．００１０％以上の添加が必要であり、多量添加は母材および溶接熱影響部の靭性を劣化させるためその上限を０．００８０％とする。
【００４０】
更に、本発明鋼は、上記元素に加えて、または上記Ｓ、Ｔｉ、Ｎの添加とは別に、主として靭性の向上のために、（Ｃ）群として、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．００１〜０．０３０％
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することができる。
【００４１】
Ｃａ及びＲＥＭは、鋼材の機械的性質の異方性の改善と耐ラメラテイア特性の向上の効果を有する。これらの効果を得るには、Ｃａは０．０００３％以上、ＲＥＭは０．００１％以上の添加が必要であり、両元素ともに、多量添加は靭性を劣化させるため、その上限をＣａは０．００５０％、ＲＥＭは０．０３０％とする。
【００４２】
次に、ＨＴ５９０級極厚鋼板（特に板厚中心部）における残留オーステナイト量の限定理由につき述べる。図１に引張強さ（ＴＳ）に及ぼす残留オーステナイト量の影響を示す。また、図２に靭性（−４０℃でのシャルピー吸収エネルギー：ｖＥ−４０）に及ぼす残留オーステナイト量の影響を示す。これらは、表１の鋼成分Ｃを用いて表２に示す製造条件にて製造した母材板厚中心部の引張強さと靭性、及び残留オーステナイト量を調べたものである。残留オーステナイト量の測定はＸ線回折により行い、体積分率％にて示した。残留オーステナイト量が１．０％以上で、引張強さ、靭性ともに顕著に上昇する。残留オーステナイト量は増加とともにＴＳが上昇するが５．０％でほぼ飽和し、かつ５．０％超では、靭性が低下傾向なので、残留オーステナイト量は体積分率％にて１．０％以上、５．０％以下に限定する。
【００４３】
次に、製造方法を限定する理由につき述べる。加熱温度はＮｂ炭窒化物を固溶させるため、及び十分な焼入れ性を確保するため１０００℃以上とし、オーステナイト粒粗大化による母材靭性劣化を防止するため１２００℃以下とする。加熱保持時間は鋼板を均熱するのに必要な３０〜１８０分とする。
【００４４】
圧延条件は、母材の強度、靭性確保のため、７５０〜８８０℃の温度範囲にて圧下率を２０％以上とする必要があり、母材靭性を十分に良好とするためには３０％以上とすることが好ましい。
【００４５】
制御圧延後は母材の細粒化による強度、靭性確保のため３００℃以下へ焼入れを行う。
【００４６】
焼入れ後は、二相域熱処理を行うが、二相域熱処理条件を厳密に制御することで残留オーステナイトを生成させることにより、低Ｐｃｍ成分系においても厚鋼板の板厚中心部の強度確保が可能となる。引張強さに及ぼす二相域熱処理温度の影響を図３に示す。これは、表１の鋼成分Ｃを用いて表２に示す製造条件にて製造した母材板厚中心部の引張強さを調べたものである。保持温度をＡｃ１点＋１０℃〜Ａｃ１点＋４０℃までの温度域とすることで引張強さが顕著に上昇する。二相域にて２０〜１８０分保持後、３００℃以下へ冷却する。この時の板厚中心部の冷却速度が引張強さに及ぼす影響を図４に示す。これは、表１の鋼成分Ｂを用いて表３に示す製造条件にて製造した母材板厚中心部の引張強さを調べたものである。
【００４７】
冷却速度を０．２０℃／ｓｅｃ以下とすることで引張強さが顕著に上昇する。冷却速度を０．０１℃／ｓｅｃより遅くすることは生産性の著しい低下を招くため、冷却速度の下限を０．０１℃／ｓｅｃとする。板厚６０〜１５０ｍｍの鋼板を上記保持温度から空冷した時の板厚中心部の冷却速度は、ほぼ０．１５〜０．０５℃／ｓｅｃであることから、上記の冷却速度は、安価に、かつ容易に実現できる。
【００４８】
Ａｃ１点は鋼成分が本発明範囲内であり、通常の昇温速度（例えば、０．０５〜１０℃／ｓｅｃ）であれば鋼の化学成分に基づいて、例えば、式（２）で表される。
【００４９】
式（２）Ａｃ１（℃）＝７５１−１６．３Ｃ（％）＋３４．９Ｓｉ（％）−２７．５Ｍｎ（％）−１５．９Ｎｉ（％）−５．５Ｃｕ（％）＋３．４Ｍｏ（％）。
【００５０】
二相域熱処理後は母材靭性の確保のため、４５０〜５８０℃にて焼戻し（例えば通常の２０〜１８０分間）を行うのが好ましい。焼戻し温度が４５０℃より低いと良好な母材靭性の確保が難しく、５８０℃を超えると母材強度・低ＹＲ特性の確保が難しくなる。
【００５１】
【表１】
0003658125.tif 000002
【００５２】
【表２】
0003658125.tif 000003
【００５３】
【表３】
0003658125.tif 000004
【００５４】
【実施例】
板厚６０〜１５０ｍｍの母材の板厚中心部のＣ方向の機械的性質、及び残留オーステナイト量に及ぼす化学成分および製造プロセスの影響を表４に示す。化学成分は表１の鋼Ａ〜鋼Ｇを用いており、圧延後、焼入れを行っている。尚、表１中の鋼ＧのＳ量０．０００８％は不純物としての含有量を示している。二相域熱処理温度はＡｃ１点からの温度と併せて、保持温度もかっこ内に示す。
【００５５】
供試鋼番号１〜１０は、本発明鋼であり、Ｐｃｍ値にて０．１９〜０．２１％であり本発明の範囲内の化学成分を有しており、本発明の範囲内の製法にて製造されたものである。いずれの鋼も、１．０％以上、５．０％以下の残留オーステナイトを含有する。また、いずれの鋼もＨＴ５９０級の強度、低ＹＲ特性、低温靭性を全て満足する好適な母材の機械的性質が得られると共に、２０℃、湿度６０％における斜めｙ割れ試験（ＪＩＳＺ３１５８に準拠）にて予熱なしで割れの発生がなく良好な溶接性を有する。実施例における本発明の強度上昇効果につき、板厚ごとに比較例と対比し以下に述べる。板厚８０、１００ｍｍの鋼は、引張強さが、本発明鋼の供試鋼番号２〜９の鋼が６２０〜７３５ＭＰａであるのに対し、比較例の供試鋼番号１４〜１８の鋼は５８９ＭＰａ以下であり、本発明により３１ＭＰａ以上の強度上昇効果がある。板厚１２０ｍｍの鋼は、引張強さが、本発明鋼の供試鋼番号１０の鋼が５９５ＭＰａであるのに対し、比較例のうちｖＥ−４０が１００Ｊ以上の鋼である供試鋼番号１２、１９の鋼では５５５ＭＰａ以下であり、本発明により４０ＭＰａ以上の強度上昇効果がある。
【００５６】
供試鋼番号１２〜１９は比較鋼である。いずれも成分は本発明の範囲内であるが、加熱・圧延・冷却・二相域熱処理条件のいずれかが範囲外であるので残留オーステナイトの生成が不十分である。
【００５７】
供試鋼番号１２は加熱温度が本発明範囲より低く焼入れ性が低下することから好適な強度および低ＹＲ特性が得られない。
【００５８】
供試鋼番号１３は加熱温度が本発明範囲より高いことから、ミクロ組織の粒径が大きくなり好適な強度および低温靭性が得られない。
【００５９】
供試鋼番号１４は７５０〜８８０℃での圧下率が小さいことからミクロ組織の粒径が大きくなり、好適な強度および低温靭性が得られない。
【００６０】
供試鋼番号１５〜１７は二相域熱処理温度が本発明範囲から逸脱しており、供試鋼番号１５は好適な強度および低ＹＲ特性が得られず、供試鋼番号１６〜１７は好適な強度が得られない。
【００６１】
供試鋼番号１８は二相域から３００℃以下への冷却速度が大きく好適な強度が得られない。
【００６２】
供試鋼番号１９は焼戻し温度が高く好適な強度及び低ＹＲ特性が得られない。
【００６３】
【表４】
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【００６４】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、建築分野の大きな課題である建築物の製造コスト削減に貢献することができる、溶接性に優れたＨＴ５９０級建築用極厚鋼板を、安価に、安定して供給することが可能となるため、産業上極めて有用なものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】母材の引張強さ（ＴＳ）に及ぼす残留オーステナイトの影響を示した図である。
【図２】母材の靭性（ｖＥ―４０）に及ぼす残留オーステナイトの影響を示した図である。
【図３】母材の引張強さ（ＴＳ）に及ぼす二相域熱処理温度の影響を示した図である。
【図４】母材の引張強さ（ＴＳ）に及ばす二相域からの冷却速度の影響を示した図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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