(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未満、
Si：0.60wt％以下、
Mn：0.8 〜3.0 wt％、
Nb：0.005 〜0.20wt％、
Ｂ：0.0003〜0.0050wt％および
Al：0.005 wt％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成になり、しかも鋼組織の90％以上がベイナイト組織であり、−20℃における溶接熱影響部のシャルピー吸収エネルギーが200Ｊ以上であることを特徴とする材質ばらつきが少なくかつ溶接部低温靭性に優れた高強度高靱性鋼材。
【請求項２】
請求項１において、鋼材がさらに
Cu：0.05〜3.0 wt％、
Ti：0.005 〜0.20wt％および
Ｖ：0.005 〜0.20wt％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になる高強度高靱性鋼材。
【請求項３】
請求項１または２において、鋼材がさらに
Ni：3.0 wt％以下、
Cr：0.5 wt％以下、
Mo：0.5 wt％以下、
Ｗ：0.5 wt％以下および
Zr：0.5 wt％以下
のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になる高強度高靱性鋼材。
【請求項４】
請求項１，２または３において、鋼材がさらに
REMおよびCaのうちから選んだ少なくとも１種：0.2 wt％以下
を含有する組成になる高強度高靱性鋼材。
【請求項５】
Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未満、
Si：0.60wt％以下、
Mn：0.8 〜3.0 wt％、
Nb：0.005 〜0.20wt％、
Ｂ：0.0003〜0.0050wt％および
Al：0.005 wt％以下
を含有する組成になる鋼片を、スラブ加熱後、熱間圧延して高強度高靱性鋼材を製造するに際し、
Ａc3〜1350℃の温度に加熱後、 800℃以上の温度にて熱間圧延を終了し、その後空冷または加速冷却することを特徴とする材質ばらつきが少なくかつ−20℃における溶接熱影響部のシャルピー吸収エネルギーが200Ｊ以上である高強度高靱性鋼材の製造方法。
【請求項６】
Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未満、
Si：0.60wt％以下、
Mn：0.8 〜3.0 wt％、
Nb：0.005 〜0.20wt％、
Ｂ：0.0003〜0.0050wt％および
Al：0.005 wt％以下
を含有する組成になる鋼片を、スラブ加熱後、熱間圧延して高強度高靱性鋼材を製造するに際し、
Ａc3〜1350℃の温度に加熱後、 800℃以上の温度にて熱間圧延を終了し、その後空冷または加速冷却したのち、 500℃以上、 800℃未満の温度域に再加熱して保持する析出処理を行うことを特徴とする材質ばらつきが少なくかつ−20℃における溶接熱影響部のシャルピー吸収エネルギーが200Ｊ以上である高強度高靱性鋼材の製造方法。
【請求項７】
Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未満、
Si：0.60wt％以下、
Mn：0.8 〜3.0 wt％、
Nb：0.005 〜0.20wt％、
Ｂ：0.0003〜0.0050wt％および
Al：0.005 wt％以下
を含有する組成になる鋼片を、スラブ加熱後、熱間圧延して高強度高靱性鋼材を製造するに際し、
Ａc3〜1350℃の温度に加熱後、 800℃以上の温度にて熱間圧延を終了し、ついで析出温度域である 500℃以上、 800℃未満の所定の温度域まで 0.1〜80℃／ｓの冷却速度で加速冷却したのち、この析出温度域において30ｓ以上等温保持するかまたは当該温度域内において１℃／ｓ以下の冷却速度で30ｓ以上冷却する析出処理を行い、その後冷却することを特徴とする材質ばらつきが少なくかつ−20℃における溶接熱影響部のシャルピー吸収エネルギーが200Ｊ以上である高強度高靱性鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、材質ばらつきが少なくかつ溶接部低温靱性に優れた高強度高靱性鋼材およびその製造方法に関し、特に建築、海洋構造物、パイプ、造船、貯蔵、土木および建築機械等の分野に使用される、厚鋼板、鋼帯、形鋼または棒鋼などの鋼材についてその材質ばらつきを低減すると共に、溶接部靱性の有利な向上を図ろうとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
厚鋼板に代表される肉厚の鋼材は、上述したように様々な分野で使用され、これまでにもその高強度化や高靱性化など種々の特性改善が図られてきたが、近年では、これらの特性が厚み方向において均一でかつ鋼材間でのばらつきが小さいことが要求されている。
【０００３】
例えば、「鉄と鋼第74年（1988）第６号」の第11〜21頁には、建築物の高層化が進むにつれ、巨大地震に対して建築物の変形によって振動エネルギーを吸収し倒壊を防ぐ設計が採られるようになってきたことが報告されている。具体的には、地震発生時に建築物の骨組みを所定形状で崩壊させ、この骨組み材の塑性化によって建物の倒壊を防ぐものである。
すなわち、地震発生時に建築物の骨組みが、設計者の意図した挙動を示すことが前提になり、建築物の柱や梁などの鋼材の耐力比を設計者が完全に把握していることが必要となる。
従って、柱や梁などに用いる鋼板やＨ形鋼などの鋼材は均質であることが不可欠であり、鋼材の強度ばらつきは大きな問題となる。
【０００４】
ここで、建築や造船などに供する鋼材には、高張力かつ高靱性が要求されるところから、この種の鋼材は、制御圧延制御冷却法いわゆるTMCP法に従って製造されるのが通例である。
しかしながら、このTMCP法によって肉厚の鋼材を製造した場合、圧延後の冷却処理における冷却速度が厚み方向あるいは各鋼材間で異なることに起因して鋼組織が変化し、得られた鋼材の厚み方向あるいは各鋼材間で材質にばらつきが発生する場合がある。
材質のばらつきとしては、とくに厚鋼板において厚み方向に現れるものの他、Ｈ形鋼におけるウェブおよびフランジ間での冷却が不均一になってウェブおよびフランジ間に現れるもの、または各ロット間に現れるもの等がある。
【０００５】
そこで、特開昭63−179020号公報では、成分、圧下量、冷却速度および冷却終了温度を制御することによって、板厚方向断面における硬度差を小さくする方法を提案している。
しかしながら、厚鋼板、とりわけ50mmを超えるような極厚鋼板の製造では、板厚方向における冷却速度分布が必然的に生じるために、上記の方法によって板厚方向断面における硬度差を抑制することは難しい。
【０００６】
同様に、特開昭61-67717号公報では、極低Ｃとすることによって、板厚方向の強度差を大幅に低減しているが、同公報の図３に示されるように、特に極厚鋼板において不可避に生じる、冷却速度の変化に伴う強度のばらつきを解消するまでには至っていない。
【０００７】
さらに、特開昭58-77528号公報には、NbおよびＢの複合添加によって安定した硬さ分布が得られることが記載されているが、組織をベイナイトとするために冷却速度を15〜40℃/sの範囲に制御する必要がある。
しかしながら、冷却速度を板厚中心部においても厳密に制御することが難しいところから、板厚方向に均一な組織が得られず、強度がばらついたり、島状マルテンサイトが生成して、延性や靱性が劣化するという問題があった。
【０００８】
さらに、溶接性を向上させる手法として、特開昭54−132421号公報には、極低炭素化を図ると共に、ラインパイプ向けの高靱性を得るために 800℃以下の仕上温度で圧延を行って、高張力ベイナイト鋼を製造する方法が開示されている。
しかしながら、この方法は、低温域で圧延を終了するため、生産性が低いという問題があり、また厚板等において条切りを必要とする場合には、条切りに伴う歪みの問題も残されていた。
【０００９】
これに対し、発明者らは、特開平８−144019号公報において、極低Ｃ化することによって材質のばらつきを少なくした鋼材の製造方法を開示し、０℃における溶接熱影響部(HAZ）の耐衝撃特性に優れる鋼材を提案した。
しかしながら、この鋼材でも、−20℃においては溶接熱影響部(HAZ）の耐衝撃特性が必ずしも良好とは言えず、より一層の改善が望まれていた。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上記の要望に有利に応えるもので、材質ばらつきが少ないのは言うまでもなく、−20℃における HAZの耐衝撃特性に優れた高強度高靱性鋼材を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らの研究によれば、厚肉の鋼材、その典型である厚鋼板のばらつきの原因は、冷却過程における、鋼板表面から中心部までの厚み方向の冷却速度の大幅な変化あるいは製造条件のばらつきによる冷却速度の変化から、鋼組織に変動が生じることに起因していることが判明した。
このような組織変動を回避するためには、広い冷却速度範囲で均質な組織を得ることが肝要である。
【００１２】
そこで、発明者らは、製造条件が変化しても均質な組織を得る手法に関して、原点に立戻って検討を重ねたところ、合金成分を新たに設計し直すことにより、冷却速度の変化にかかわらず、厚み方向の組織を一定として、材質のばらつきを格段に低減できることの知見を得た。
すなわち、極低Ｃの下に、NbおよびＢを適正量添加することによって、組織を冷却速度に依存することなくベイナイト組織に安定して変化させることができ、しかもこの鋼は、ベイナイト主体組織であるため十分な強度が得られることを見出した。
さらに、Ｃ量を極端に少なくすると共に、Ｐcm（溶接割れ感受性組成）を小さくし、また溶接部靱性に及ぼす成分の影響を調査した結果、低Alとすることが、低温での溶接部靱性を改善するのに有効であることも併せて見い出した。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１３】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
１．  Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未満、
Si：0.60wt％以下、
Mn：0.8 〜3.0 wt％、
Nb：0.005 〜0.20wt％、
Ｂ：0.0003〜0.0050wt％および
Al：0.005 wt％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成になり、しかも鋼組織の90％以上がベイナイト組織であり、−20℃における溶接熱影響部のシャルピー吸収エネルギーが200Ｊ以上であることを特徴とする材質ばらつきが少なくかつ溶接部低温靭性に優れた高強度高靱性鋼材。
【００１４】
２．上記１において、鋼材がさらに
Cu：0.05〜3.0 wt％、
Ti：0.005 〜0.20wt％および
Ｖ：0.005 〜0.20wt％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になる高強度高靱性鋼材。
【００１５】
３．上記１または２において、鋼材がさらに
Ni：3.0 wt％以下、
Cr：0.5 wt％以下、
Mo：0.5 wt％以下、
Ｗ：0.5 wt％以下および
Zr：0.5 wt％以下
のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になる高強度高靱性鋼材。
【００１６】
４．上記１，２または３において、鋼材がさらに
REMおよびCaのうちから選んだ少なくとも１種：0.2 wt％以下
を含有する組成になる高強度高靱性鋼材。
【００１７】
５．  Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未満、
Si：0.60wt％以下、
Mn：0.8 〜3.0 wt％、
Nb：0.005 〜0.20wt％、
Ｂ：0.0003〜0.0050wt％および
Al：0.005 wt％以下
を含有する組成になる鋼片を、スラブ加熱後、熱間圧延して高強度高靱性鋼材を製造するに際し、
Ａc3〜1350℃の温度に加熱後、 800℃以上の温度にて熱間圧延を終了し、その後空冷または加速冷却することを特徴とする材質ばらつきが少なくかつ−20℃における溶接熱影響部のシャルピー吸収エネルギーが200Ｊ以上である高強度高靱性鋼材の製造方法。
【００１８】
６．  Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未満、
Si：0.60wt％以下、
Mn：0.8 〜3.0 wt％、
Nb：0.005 〜0.20wt％、
Ｂ：0.0003〜0.0050wt％および
Al：0.005 wt％以下
を含有する組成になる鋼片を、スラブ加熱後、熱間圧延して高強度高靱性鋼材を製造するに際し、
Ａc3〜1350℃の温度に加熱後、 800℃以上の温度にて熱間圧延を終了し、その後空冷または加速冷却したのち、 500℃以上、 800℃未満の温度域に再加熱して保持する析出処理を行うことを特徴とする材質ばらつきが少なくかつ−20℃における溶接熱影響部のシャルピー吸収エネルギーが200Ｊ以上である高強度高靱性鋼材の製造方法。
【００１９】
７．  Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未満、
Si：0.60wt％以下、
Mn：0.8 〜3.0 wt％、
Nb：0.005 〜0.20wt％、
Ｂ：0.0003〜0.0050wt％および
Al：0.005 wt％以下
を含有する組成になる鋼片を、スラブ加熱後、熱間圧延して高強度高靱性鋼材を製造するに際し、
Ａc3〜1350℃の温度に加熱後、 800℃以上の温度にて熱間圧延を終了し、ついで析出温度域である 500℃以上、 800℃未満の所定の温度域まで 0.1〜80℃／ｓの冷却速度で加速冷却したのち、この析出温度域において30ｓ以上等温保持するかまたは当該温度域内において１℃／ｓ以下の冷却速度で30ｓ以上冷却する析出処理を行い、その後冷却することを特徴とする材質ばらつきが少なくかつ−20℃における溶接熱影響部のシャルピー吸収エネルギーが200Ｊ以上である高強度高靱性鋼材の製造方法。
【００２０】
【発明の実施の形態】
まず、この発明において鋼材の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未満
Ｃは、冷却速度に依存せずにベイナイト単相とするために、0.001 wt％以上が必要である。一方、0.030 wt％以上では、ベイナイト組織内部あるいはラス境界に炭化物が析出し、冷却速度の変化に伴い炭化物の析出形熊が変化するため、広い冷却速度範囲で一定の強度を得ることが困難になる。
【００２１】
Si：0.60wt％以下
Siは、0.60wt％を超えると溶接部靱性が劣化するため、0.60wt％以下の範囲に限定する。
【００２２】
Mn：0.8 〜3.0 wt％
Mnは、ベイナイト単相、特にベイナイト組織の体積率を90％以上にするためには少なくとも 0.8wt％の添加が必要であるが、3.0 wt％を超える添加は溶接による硬化が著しく高まって溶接熱影響部(HAZ）における靱性劣化を招くため、0.8 〜3.0 wt％の範囲とする。
【００２３】
Nb：0.005 〜0.20wt％
Nbは、特にＡr3を下げ低冷却速度側までベイナイト生成範囲を広げる効果があり、安定してベイナイト組織を得るために必要である。また、析出強化に寄与し、さらには靱性の向上にも有効である。これらの効果を期待するには 0.005wt％以上が必要であるが、0.20wt％を超えると靱性の向上効果は飽和に達し、むしろ不経済になるため、0.20wt％を上限とする。
【００２４】
Ｂ：0.0003〜0.0050wt％
Ｂは、ベイナイト単相とするために0.0003wt％以上が必要であるが、0.0050wt％を超えると、ＢＮが析出して溶接性が劣化するため、0.0003〜0.0050wt％の範囲に限定する。
【００２５】
Al：0.005 wt％以下
Alは、この発明において重要な元素であり、発明者らの研究によれば、このAl量が 0.005wt％を超えると HAZにおける−20℃の靱性が損なわれるため、Al量は0.005 wt％以下に抑制することが肝要である。
図１に、Al含有量と−20℃の再現HAZ シャルピー吸収エネルギーとの関係について調べた結果を示す。なお、再現HAZ の熱サイクルは、1350℃に加熱後、 800℃から 500℃まで 300ｓで冷却する条件であり、500 kJ/cm の溶接入熱に相当する条件である。
同図から明らかなように、Al含有量を 0.005wt％以下とすることによって−20℃における耐衝撃特性は格段に向上している。
【００２６】
この HAZ靱性の改善理由は、低Al化により粗大なラス状ベイナイト組織の生成を抑え、粒状ベイナイトを含む比較的微細な粒状（ポリゴナル的な）フェライトを含むベイナイト組織となったためである。
すなわち、通常のAl含有量では溶接熱により高温に曝され結晶粒が粗大化し、冷却過程において粗大なラス状ベイナイト組織に変態し HAZ靱性は劣化するが、低Al化することにより、冷却過程においてラス状ベイナイト組織が生成することなく結晶粒界にポリゴナル的なフェライトを含む HAZ靱性の良好なベイナイト組織となったためである。
【００２７】
上記したような鋼組成に成分調整をすることによって、製造条件とくに冷却速度にほとんど依存することなしに、均質な組成、具体的には90％以上がベイナイ卜の組成を得ることができる。
図２に、この発明に従う成分組成に調整した鋼（発明例）と、建築材料に用いられる在来の鋼（従来例）について、製造工程における冷却速度を 0.1〜50℃/sの間で種々に変化させて得た鋼板の引張り強さについて調査した結果を示す。
同図に示したとおり、この発明に従う成分組成に調整することによって、冷却速度に依存することなしに、一定した強度が安定して得られている。
【００２８】
特に、従来では予測できないほどの広い冷却速度範囲にわたって、Y.S.およびT.S.値のばらつきを低減することができた。
この理由は、上述したとおり、Ｃ量の制限、そしてMnおよびNb、さらにはＢの適量添加が有効に寄与した結果と考えられる。従って、厚鋼板の厚み方向で冷却速度が変化しても、冷却速度に依存して強度が変化することがなく、厚み方向に材質ばらつきの少ない厚鋼板を得ることができるのである。
【００２９】
なお、発明例は、Ｃ：0.011 wt％、Si：0.21wt％、Mn：1.55wt％、Nb：0.031 wt％、Ｂ：0.0012wt％およびAl：0.003 wt％を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成になり、一方従来例は、Ｃ：0.14wt％、Si：0.4 wt％、Mn：1.31wt％、Al：0.024 wt％、Nb：0.015 wt％およびTi：0.013 wt％を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成になるものであった。
そして、同じ製造工程において、冷却速度を種々に変化させて、厚み：15mmの厚鋼板を多数製造し、それぞれの厚鋼板から採取した試験片にて引張り強さを測定した。
【００３０】
以上、この発明の基本組成について説明したが、この発明では、さらに強度や靱性等の特性の一層の向上を目指して、以下に述べるような元素を適宜添加することができる。この時、既に獲得した均質な組織は、新たな元素の添加に影響されることがほとんどないので、基本組成の場合と同様に、材質ばらつきの少ない高強度・高靱性の厚鋼板を得ることができる。
【００３１】
まず、強度の向上を図るために、析出強化成分としてCu：0.05〜3.0 wt％を、さらにはTi：0.005 〜0.20wt％やＶ：0.005 〜0.20wt％をそれぞれ添加することができる。なお、これらの析出強化成分を添加した場合は、後述する析出強化処理を施すことにより、さらなる強化が可能である。
Cu：0.05〜3.0 wt％
Cuは、析出強化および固溶強化を図るために添加するが、3.0 wt％を超えると靱性が急激に劣化し、一方0.05wt％未満では析出強化および固溶強化の効果が少ないため、0.05〜3.0 wt％の範囲とする。
【００３２】
Ti：0.005 〜0.20wt％
Tiは、Ａr3を下げてベイナイト組織の形成を容易にするだけでなく、TiＮの形成により溶接部靱性を向上させ、さらには析出強化にも有効に寄与するが、含有量が 0.005wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.20wt％を超えると靱性が劣化するため、 0.005〜0.20wt％の範囲とする。
【００３３】
Ｖ：0.005 〜0.20Wt％
Ｖは、析出強化のために 0.005wt％以上を添加するが、0.20wt％を超えて添加してもその効果は飽和に達するため、 0.005〜0.20wt％の範囲とする。
【００３４】
また、一層の強度向上を図るために、Ni：3.0 wt％以下、Cr：0.5 wt％以下、Mo：0.5 wt％以下、Ｗ：0.5 wt％以下およびZr：0.5 wt％以下のうちから選んだ１種または２種以上を添加することができる。なお、これらの成分は、微量でも効果があるので、下限については特に限定しない。
Ni：3.0 wt％以下
Niは、強度および靱性を向上させ、またCuを添加した場合には圧延時のCu割れを防止するのに有効であるが、高価である上、過剰に添加してもその効果は飽和に達するので、3.0 wt％を上限として添加する。なお、0.05wt％未満の添加では上記の効果が必ずしも十分に発揮されるとは限らないので、添加量は0.05wt％以上とすることが好ましい。
【００３５】
Cr：0.5 wt％以下
Crは、強度を向上させる効果があるが、0.5 wt％を超えて添加すると溶接部靱性が劣化するため、0.5 wt％以下の範囲で添加するものとした。なお下限は0.05wt％とすることが好ましい。
【００３６】
Mo：0.5 wt％以下
Moは、常温および高温での強度を上昇させる効果があるが、0.5 wt％を超えると溶接性が劣化するため、0.5 wt％以下の範囲で添加する。とはいえ、0.05wt％未満の添加では強度上昇効果が十分とはいえないので、少なくとも0.05wt％添加することが好ましい。
【００３７】
Ｗ：0.5 wt％以下
Ｗは、高温強度を上昇させる効果があるが、高価である上、0.5 wt％を超えると靱性が劣化するので、0.5 wt％以下の範囲で添加する。とはいえ、0.05wt％未満の添加では強度上昇効果が十分とはいえないので、少なくとも0.05wt％添加することが好ましい。
【００３８】
Zr：0.5 wt％以下
Zrは、強度の上昇のみならず、亜鉛めっきを施した際の耐めっき割れ性を向上させる効果があるが、0.5 wt％を超えて添加すると溶接部靱性が劣化するため、0.5 wt％以下の範囲で添加する。なお下限は0.05wt％とすることが好ましい。
【００３９】
さらに、 HAZの靱性向上を図るために、REM およびCaのうちから選んだ少なくとも１種を0.02wt％以下で添加することができる。
REM : 0.02wt％以下
RBM は、オキシサルファイドとなってオーステナイト粒の粒成長を抑制することにより、 HAZの靱性向上に寄与するが、0.02wt％を超えて添加すると鋼の清浄度を損なうため、0.02wt％以下とする。なお、0.001 wt％未満の添加では上記した HAZ靱性の改善効果に乏しいので、添加量は 0.001wt％以上とすることが好ましい。
【００４０】
Ca：0.02wt％以下
Caは、HAZ の靱性向上に有効であるだけでなく、鋼中硫化物の形態制御により板厚方向の材質改善にも有効に寄与するが、0.02wt％を超えて添加すると非金属介在物量を増大させ内部欠陥の発生原因となるため、0.02wt％以下とする。なお0.0005wt％未満の添加では上記効果が不十分であるため、添加量は0.0005wt％以上とすることが好ましい。
【００４１】
次に、この発明の製造方法について説明する。
この発明の鋼板は、上述した基本組成に成分調整を行うことによって、均質な組織が得られるため、製造条件を厳密に制御する必要はなく、この種の鋼板を製造する際の通例に従って製造すればよい。
例えば、上述した好適組成に成分調整した鋼スラブを、Ａc3〜1350℃の温度に加熱後、800 ℃以上の温度で圧延を終了し、その後空冷あるいは加速冷却を施す工程が推奨される。
すなわち、加熱温度がＡc3未満では完全にオーステナイト相とすることができずに均質化が不十分となり、一方1350℃を超えると表面酸化が著しくなるため、Ａc3〜1350℃の温度域に加熱することが好ましい。
また、圧延仕上げ温度が 800℃に満たないと、圧延能率が低下するため、800 ℃以上とすることが好ましい。
【００４２】
次に、圧延後の冷却は、従来のように厳密に管理する必要はなく、空冷または加速冷却のいずれでも可能であるが、冷却速度は 0.1〜80℃/sの範囲とすることが好ましい。
というのは、80℃/sを超える冷却速度で冷却を行うと、ベイナイト・ラス間隔が密になり強度が冷却速度に依存して上昇し勝ちとなり、一方 0.1℃/s未満ではフェライ卜が生成しベイナイト単相となりにくいからである。
【００４３】
また、製造方法においても、種々の処理工程を付加することによって、上記した添加成分の場合と同様に、強度や靱性のレベルを適宜コントロールすることができる。
まず、Ａc3〜1350℃の温度に加熱後の圧延過程において、800 ℃以上の温度域にて圧延を終了することによって、靱性の向上を図ることができる。
【００４４】
さらに、強化成分として、CuやTi，Ｖ等を添加した場合は、圧延を終了したのち、析出処理温度域である 500℃以上、 800℃未満の所定温度まで 0.1〜80℃/sの冷却速度で加速冷却したのち、該所定温度において30ｓ以上等温保持するか、または当該温度域内において１℃/s以下の冷却速度で30ｓ以上冷却する析出処理を行うことが、強度の向上に有効である。
すなわち、圧延終了から析出処理温度までの冷却における速度が 0.1℃/s未満ではベイナイト組織中にフェライトが生成し、ー方80℃/sを超えるとベイナイト・ラス間隔が密になり強度が冷却速度に依存して上昇するようになるので、冷却温度は 0.1〜80℃/sの範囲とする。
【００４５】
ついで、この加速冷却後、 500℃以上、 800℃未満の温度範囲で30ｓ以上の等温保持または当該温度域内において１℃/s以下の冷却速度で30ｓ以上冷却する析出処理を行うことにより、Cu，Ti（ＣＮ）およびＶ（ＣＮ）のいずれか１種または２種以上、さらにはNb（ＣＮ）を析出させ、強度の上昇を図ることができる。また、この析出処理により組織の均一化が図られ、板厚方向の材質ばらつきもさらに改善される。
ここで、析出処理の温度が 800℃以上になると、析出成分が溶解したままで析出が起こりにくくなるので、十分な析出を図るには 800℃未満で析出処理を行う必要がある。一方 500℃未満では析出反応が起こりにくいため、温度範囲は 500℃以上、 800℃未満とした。また、保持時間を30ｓ以上としたのは、30ｓ未満では十分な析出強化ができないためである。また、当該温度範囲内で１℃/s以下の冷却速度で30ｓ以上保持することによっても析出強化が得られ、１℃/sを超えた冷却速度では十分な析出強化が得られない。なお、十分に析出強化をさせるためには 0.1℃/s以下の冷却速度とすることが望ましい。
【００４６】
さらに、上記の析出処理を、圧延に続く冷却後に行うこともできる。すなわち、冷却後に 500℃以上、 800℃未満の温度域に再加熱して保持すればよい。
【００４７】
【実施例】
実施例１
表１に示す種々の成分組成に調整した鋼スラブを、1150℃に加熱後、総圧下率が74％になる圧延を仕上げ温度：800 ℃で終了し、その後加速冷却（冷却速度：７℃/s）を行って、厚さ：80mmの厚鋼板を製造した。
かくして得られた各厚鋼板について、引張試験およびシャルピー試験を行ってその機械的性質を調査すると共に、厚み方向の強度のばらつきを評価するため、鋼板断面の硬さを表面より２mmピッチにて測定して板厚方向の硬さ分布を調査した。さらに、 HAZの靱性を評価するために、鋼板を1350℃に加熱後、 800℃から500 ℃まで 300ｓで冷却する熱サイクル（500 kJ/cm の入熱量で溶接したときのHAZ の熱履歴に相当）を施してから、シャルピー試験片を採取し、−20℃でのシャルピー吸収エネルギーを測定した。
これらの各調査結果を、表２に示す。
【００４８】
【表１】
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【００４９】
【表２】
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【００５０】
表２に示したとおり、この発明に従う厚鋼板は、400 MPa 以上の引張強さを有しかつ組織が均一になるため、厚み方向の硬さのばらつきが比較例に比べて極めて小さく、硬さの最大値と最小値の差がＨV で20以内となることが判る。
なお、ベイナイト組織の体積率は 400倍で撮影した光学顕微鏡写真により、点算法で測定した。
【００５１】
実施例２
表３に示す種々の成分組成に調整した鋼スラブを、表４に示す種々の条件で処理し、厚さ：80mmの厚鋼板を製造した。
かくして得られた各厚鋼板について、実施例１と同様に、引張試験およびシャルピー試験を行って機械的性質を調査すると共に、厚み方向の強度のばらつきも調査した。
これらの調査結果を、表５に示す。
【００５２】
【表３】
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【００５３】
【表４】
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【００５４】
【表５】
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【００５５】
表５に示したとおり、この発明に従う厚鋼板は、400 MPa 以上の引張強さを有しかつ組織が均一になるため、厚み方向の硬さのばらつきが比較例に比べて極めて小さいことが判る。
また、析出強化元素を添加すると共に、析出強化処理を施すことにより、表２に特性を示した析出強化元素を添加していない発明例に比較して、強度の向上が達成されていることが判る。
【００５６】
かくして、この発明によれば、材質ばらつきの少なく、かつ−20℃の HAZ部における耐衝撃特性が優れた高強度高靱性鋼材を安定して得ることができる。
なお、この発明は、厚鋼板のみならず、形鋼や棒鋼等の分野においても有利に適合するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、厚鋼板におけるAl含有量と再現溶接熱影響部の−20℃におけるシャルピー吸収エネルギーとの関係を示したグラフである。
【図２】厚鋼板における冷却速度と強度との関係を示したグラフである。
【図１】
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【図２】
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