(57)【要約】Ｃ：０．００３〜０．０５％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．２０〜１．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％であって、さらに、不純物としてＭｏを０．０３％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義される溶接割れ感受性組成ＰＣＭ値が０．２２％以下である鋼材を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了し、その後冷却することにより、高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼を安価に製造することを提供する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分が質量％で、
Ｃ  ：０．００３〜０．０５％
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｐ  ：０．０２０％以下
Ｓ  ：０．０１０％以下
Ｃｒ：０．２０〜１．５％
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ａｌ：０．０６０％以下
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％であって、
さらに、不純物としてＭｏを０．０３％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義される溶接割れ感受性組成ＰＣＭ値が０．２２％以下である鋼材を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了し、その後冷却することを特徴とする高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項２】
前記熱間圧延を終了した後、７５０℃以上の温度から加速冷却を開始し、５５０℃以下の温度で加速冷却を停止することを特徴とする請求の範囲１に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｖ  ：０．０１〜０．１０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
のいずれか１種または２種を含有することを特徴とする請求の範囲１または２に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項４】
さらに、質量％で
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％
Ｂ  ：０．０００２〜０．００３％
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求の範囲１〜３のいずれか１項に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項５】
さらに、質量％で
Ｃａ  ：０．０００５〜０．００４％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００８％
のいずれか１種を含有することを特徴とする請求の範囲１〜４のいずれか１項に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項６】
成分が質量％で、
Ｃ  ：０．００３〜０．０５％
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｐ  ：０．０２０％以下
Ｓ  ：０．０１０％以下
Ｃｒ：０．２０〜１．５％
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ａｌ：０．０６０％以下
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％であって、
さらに、不純物としてＭｏを０．０３％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義される溶接割れ感受性組成ＰＣＭ値が０．２２％以下である鋼材を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了し、その後冷却して得られることを特徴とする高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、火災など高温時の耐力維持を目的とした建築構造用耐火鋼を主たるターゲットとするものであるが、建築用途に限らず、海洋構造物、船舶、橋梁、各種貯槽タンク用など幅広い用途の溶接構造用鋼に適用できる。なお、主に対象とする鋼板の強度レベルは、降伏強さで２３５〜４７５ＭＰａ、引張強さで４００〜６４０ＭＰａの、いわゆる一般に４０キロ、５０キロ鋼と呼ばれるクラスである。
【背景技術】
【０００２】
高温耐力の確保を目的とした建築用途でのいわゆる耐火鋼は、特開平２−７７５２３号公報などをはじめとして多くの技術が開示されている。しかし、そのほとんどはＭｏを含有するものである。確かに、Ｍｏは、鋼の高温耐力を確保する上で極めて有効な元素であるが、同時に高価な元素でもある。
ところで、日本工業規格（ＪＩＳ）等で規格化されている一般の構造用鋼は、約３５０℃から強度低下するため、その許容温度は約３５０℃となっている。すなわち、ビルや事務所、住居、立体駐車場などの建築物に前記の鋼材を用いた場合は、火災時における安全性を確保するため、十分な耐火被覆を施すことが義務付けられており、日本の建築関連諸法令では、火災時に鋼材温度が３５０℃以上にならないように規定されている。これは、前記鋼材では、３５０℃程度で耐力が常温の２／３程度になり、必要な強度を下回るためである。このため、一般鋼材を建造物に利用する場合、火災時において鋼材の温度が３５０℃に達しないように耐火被覆を施す必要がある。
この耐火被覆を省略または軽減するために、６００℃などでの高温引張試験時の高温耐力（以下、特に明記がない場合は、高温とは６００℃を指し、高温強度とは高温耐力を指す。）を高めた耐火鋼が、使われるようになってきている。
一般的に耐火鋼には、高温強度維持を目的としてＭｏが添加される。しかし、Ｍｏは市況変化が大きく、添加量にもよるが、耐火被覆コストに比べ高価になる場合が多い。このため、Ｍｏを添加しない安価な耐火鋼の開発・実用化が待たれていた。
本発明は、高価なＭｏを添加せずに優れた高温強度とともに、鋼材の基本性能の一つである低温靭性にも優れる溶接構造用鋼を得ることを目的とする。そのため、鋼成分を特定範囲に限定し、さらに製造方法を限定することで、高温強度に優れ、溶接割れ感受性を抑えて低温靭性を確保した耐火鋼を、工業的に安定して、しかも低コストで供給可能な方法を提供するものである。
本発明によれば、火災時など高温にさらされる環境でも十分な耐力を有する溶接構造用鋼が大量かつ安価に供給できるため、種々の用途の広範な溶接鋼構造物の安全性向上に資することが可能となる。
本発明のポイントは、６００℃での高温強度を安定して確保するため、高価なＭｏに代わり比較的微量のＣ量とＣｒとＮｂの複合添加により、変態組織強化とＣｒやＮｂの析出物（炭窒化物）による析出強化を利用することである。
つまり、Ｍｏフリー下で、適正量のＣｒを添加含有させることで、鋼の焼入性が向上して変態温度が低下し、セメンタイトを含む硬質組織がベイニティックとなることを見出した。
それにより常温および高温強度が上がるとともに、マトリックスが比較的低温で変態した微細なベイニティック組織であるがゆえに、高温時にはＣｒとＮｂの複合添加によるＣｒおよびＮｂの単独または複合した炭窒化物が、そのマトリックス中にきわめて微細に析出し、高温強度を高いレベルで確保、維持できることを見出し、本願発明に至ったものである。
上記したように、Ｍｏを含有しない耐火鋼は、それ自体きわめて画期的であると同時に、焼入性の高いＭｏを含有しないことで、溶接構造用鋼としての基本性能（強度、靭性）はもちろん、溶接性やガス切断性をもかえって向上させることにもつながる。
本願発明は、Ｃｒ、Ｎｂのみならず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎをはじめとする個々の元素量および溶接割れ感受性組成ＰＣＭを規定し、さらに製造条件を限定することで、高価なＭｏを使用せず優れた高温強度と低温靭性を両立させただけでなく、溶接構造用鋼としての各種使用性能を確保したものである。その要旨は、以下の通りである。
（１）成分が質量％で、
Ｃ  ：０．００３〜０．０５％
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｐ  ：０．０２０％以下
Ｓ  ：０．０１０％以下
Ｃｒ：０．２０〜１．５％
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ａｌ：０．０６０％以下
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％であって、
さらに、不純物としてＭｏを０．０３％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
で定義される溶接割れ感受性組成ＰＣＭ値が０．２２％以下である鋼材を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了し、その後冷却することを特徴とする高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
（２）前記熱間圧延を終了した後、７５０℃以上の温度から加速冷却を開始し、５５０℃以下の温度で加速冷却を停止することを特徴とする請求の範囲１に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
（３）さらに、質量％で、
Ｖ  ：０．０１〜０．１０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
のいずれか１種または２種を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
（４）さらに、質量％で
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％
Ｂ  ：０．０００２〜０．００３％
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
（５）さらに、質量％で
Ｃａ  ：０．０００５〜０．００４％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００８％
のいずれか１種を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか１項に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
（６）成分が質量％で、
Ｃ  ：０．００３〜０．０５％
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｐ  ：０．０２０％以下
Ｓ  ：０．０１０％以下
Ｃｒ：０．２０〜１．５％
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ａｌ：０．０６０％以下
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％であって、
さらに、不純物としてＭｏを０．０３％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
で定義される溶接割れ感受性組成ＰＣＭ値が０．２２％以下である鋼材を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了し、その後冷却して得られることを特徴とする高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００３】
本発明で規定した各合金元素の添加範囲について説明する。
Ｃ  ：０．００３〜０．０５％
Ｃは、高張力鋼としてはきわめて低いレベルに限定している。これは、他の成分とともに製造方法と密接に関係している。鋼成分の中でもＣは鋼材の特性に最も大きな影響を及ぼすものである。下限０．００３％は強度確保や溶接などの熱影響部が必要以上に軟化することのないようにするための最小値である。
Ｃ量が多すぎると焼入性が必要以上に上がり、鋼材の強度と靱性のバランス、溶接性などに悪影響を及ぼす。また、後述するように、目的とする板厚や強度によっては加速冷却を比較的低温で停止するケースがあり、その際に鋼材表裏面近傍の極端な硬化や板厚方向の材質変動を抑えるため、上限を０．０５％とした。
操業変動や他成分とのバランスから強度低下を避けるため下限は０．００５％にするのが好まく、さらに０．０１％とすることがより好ましい。また、過度な焼入れ硬化や材質変動を避けるため、上限は０．０４％が好ましく、さらに０．０３％とすることがなお好ましい。
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｓｉは、脱酸のため鋼に含まれる元素であるが、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．６０％とした。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌでも可能であるので、それら元素とのバランスにて含有量を決定すればよい。しかし、ＨＡＺ靱性、焼入性などの観点から低いほど好ましく、無添加でもよい。このため、上限を０．４０％、０．２０％、０．１０％に制限しても差し支えない。なお、製鋼工場で鋼を製造する場合、Ｓｉ無添加でＴｉ、Ａｌにより脱酸された場合でも、０．０１％以上のＳｉが含まれることが一般的である。
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｍｎは、常温の強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は０．６％である。好ましくは０．８％以上または１．０％以上である。しかし、Ｍｎ量が多すぎると焼入性が上昇して溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、連続鋳造スラブの中心偏析を助長するので上限を２．０％とした。好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．６％以下または１．４％以下である。
Ｐ  ：０．０２０％以下
Ｐは、その量が少ないとＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２０％とする。０．０１５％以下、０．０１０％以下または０．００８％以下とする方がより好ましい。もちろん無添加でもよい。
Ｓ  ：０．０１０％以下
Ｓは、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０１０％とする。０．００８％以下、０．００６％、０．００４％とする方がより好ましい。もちろん無添加でもよい。
Ｃｒ：０．２０〜１．５％
Ｃｒは、本願発明における最も重要な元素の一つである。高温強度確保のためＮｂとともにＣｒ添加が必須である。これは、Ｃｒの焼入性向上効果により変態温度が低下し、セメンタイトを含む硬質組織がベイニティックとなるため、常温および高温時の強度を上げ、さらに高温時にはＣｒの析出物（炭窒化物）による析出強化を利用するためである。
これらの効果を享受するため、Ｃｒの含有量は、最低０．２０％が必要である。好ましくは０．３５％以上であり、は０．５０％以上、０．８％または１．０％以上とすることがより好ましい。しかし、添加量が多過ぎると、母材、溶接部の靭性および溶接性の劣化を招き、経済性も失するため上限を１．５％とした。好ましくは１．３％以下であるとよい。
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは、Ｃｒとともに本願発明における最も重要な元素である。Ｃｒと同様に、高温強度確保のためＮｂの析出物（炭窒化物）による析出強化を利用しているからである。
このため、少なくとも０．００５％以上は必要である。好ましくは０．０１０％以上であるとよい。しかし、添加量が多過ぎると、溶接部の靭性劣化を招くため、上限を０．０５％とした。好ましくは０．０４５％以下、さらには０．０３０％以下であるとよい。なお、Ｎｂ添加は、オーステナイトの未再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮することにも寄与する。
上記のＣｒとＮｂの複合添加により、Ｍｏフリーでも高温強度を確保できるものである。従って、本願発明では、Ｍｏの意図的添加を行わない。また、不純物としてＭｏが意図せず混入した場合でもの０．０３％以下に制限する。
Ａｌ：０．０６０％以下
Ａｌは、一般に脱酸のために鋼に含まれる元素である。脱酸はＳｉまたはＴｉでもなされるため、それら元素とのバランスにて量を決めればよい。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので上限を０．０６０％とする。好ましくは０．０４０％以下であるとよい。その量は少ないほどよく、無添加でもよい。なお、製鋼工場で鋼を製造する場合、Ａｌによる脱酸を行なわなかった場合でも、０．００１％以上のＡｌが含まれることが一般的である。
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％
Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させ、また、ＴｉＮを形成して前述のように鋼の性質を高める。このため、Ｎ量として最低０．００１％必要である。好ましくは０．００１５％以上であるとよい。しかしながら、Ｎ量の増加は溶接熱影響部靭性、溶接性に有害であり、本発明鋼においてはその上限は０．００６％である。より好ましくは０．００４５％以下であるとよい。
次に必要に応じて含有することができるＶ、Ｔｉの添加理由について説明する。
Ｖ  ：０．０１〜０．１０％
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有し、本願発明におけるＶの役割は、Ｎｂを補完するものである。ただし、Ｖは、Ｎｂに比べて効果は小さく、焼入れ性にも影響を及ぼすため、上下限を限定した。下限はＶ添加の効果を確実に享受できる最少量として０．０１％とした。好ましくは、０．０２５％以上であるとよい。上限は後述する溶接割れ感受性組成ＰＣＭへの影響も勘案し０．１０％とした。好ましくは、０．０８％以下、さらには０．０５％以下であるとよい。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは母材および溶接熱影響部靭性向上のために添加することが望ましい。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ２Ｏ３を主成分とする析出物を形成し、粒内変態フェライト生成の核となり溶接熱影響部靭性を向上させる。
また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとして鋼材中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効である。さらに鋼材中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化し、靭性を向上させる。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．００５％必要である。しかし多過ぎるとＴｉＣを形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０２５％とした。好ましくは、０．０２０％以下である。
次に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｍｇの添加理由について説明する。
基本となる成分に、さらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためである。したがってその添加量は自ずと制限されるべき性質のものである。
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％
Ｎｉは、過剰に添加しなければ、溶接性、溶接熱影響部靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。
一方、過剰な添加は高価なだけでなく、溶接性に好ましくない。また、Ｎｉを多く添加すると液体アンモニア中で応力腐食割れ（ＳＣＣ）を誘起する可能性が指摘されている。発明者らの実験によれば、１．０％までの添加は溶接性や液体アンモニア中でのＳＣＣを大きく劣化させず、強度、靭性向上効果の方が大きいが、経済性を優先し、上限を０．５０％とした。更に経済性を優先する場合、０．３５％に制限してもよい。
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％
Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様の効果、現象を示し、上限の０．５０％は溶接性劣化に加え、過剰な添加は熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため規制される。下限は実質的な効果が得られるための最小量とすべきで０．０５％である。経済性を優先する場合、上限を０．３０％に制限してもよい。
Ｂ  ：０．０００２〜０．００３％
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することを介して、焼入性を向上させ、強度向上に寄与する。この効果を享受するため、最低０．０００２％以上必要である。
しかし、多すぎる添加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、靭性上有害となるＢ析出物を形成する可能性もあるため、上限を０．００３％とする。好ましくは０．００２％以下であるとよい。なお、タンク用鋼などとして、応力腐食割れが懸念されるケースでは、母材および溶接熱影響部の硬さの低減がポイントとなることが多く（例えば、硫化物応力腐食割れ（ＳＣＣ）防止のためにはロックウェル硬さでＨＲＣ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされる）、そのようなケースでは焼入性を増大させるＢ添加は好ましくない。なお、Ｂには上記のような強度向上効果があるが、Ｂ添加による熱影響部靭性等の材質劣化の問題があるため、これらの問題を回避するためには、Ｂを０．０００３％以下に制限または無添加とすることがより望ましい。
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、細粒化する作用があり、溶接部の強靭化が図れる。このような効果を享受するためには、Ｍｇは０．０００２％以上必要である。一方、添加量が増えると添加量に対する効果代が小さくなるため、コスト上得策ではないので上限は０．００５％とした。好ましくは０．００３５％以下であるとよい。
次に、ＣａまたはＲＥＭの添加理由について説明する。
Ｃａ  ：０．０００５〜０．００４％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００８％
ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳの形態を制御し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を低減させる。これらの効果を発揮するためには、最低０．０００５％必要である。
しかし、多すぎる添加は、鋼の清浄度を逆に悪化させ、母材靭性や湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を高めるため、添加量の上限はＣａ、ＲＥＭそれぞれ０．００４％、０．００８％に限定した。好ましくは、それぞれ０．００３％、０．００６％以下であるとよい。なお、ＣａとＲＥＭは、ほぼ同等の効果を有するため、いずれか１種を上記範囲で添加すればよく、両者を添加してもよい。
鋼の個々の成分を限定しても、成分系全体が適切でないと優れた特性は得られない。本願発明では、各元素の含有量（質量％）から、以下の式で定義される溶接割れ感受性組成ＰＣＭの値を０．２２％以下に限定する。
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０
＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
ＰＣＭは溶接性を表す指標で、低いほど溶接性は良好である。ＪＩＳ  Ｇ  ３１０６「溶接構造用圧延鋼材」では、強度レベルや板厚によっても異なるが、最も厳しいもので０．２４％以下に規定している。
本発明者らの幅広い鋼種での各種の溶接割れ試験によれば、より厳しい拘束条件、環境条件でも確実に溶接冷間割れを防止できる条件としてＰＣＭを０．２２％以下に限定したものである。なお、下限は特に限定しないが、各成分の限定範囲から自ずと制約されるものである。
続いて、製造条件について説明する。
熱間圧延に先立つ加熱温度を１０００〜１３００℃に限定した理由は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織の微細化を図るためである。１３００℃は加熱時のオーステナイトが極端に粗大化しない上限温度であり、加熱温度がこれを超えるとオーステナイト粒が粗大混粒化し、変態後の組織も粗大化するため鋼の靭性が著しく劣化する。
一方、加熱温度が低すぎると、板厚によっては後述する圧延終了温度の確保が困難となるばかりでなく、オーステナイトの未再結晶温度を上昇させ、析出強化を発現させるためのＮｂの溶体化の観点から下限を１０００℃とした。最も好ましい加熱温度範囲は、１０５０〜１２５０℃である。
上述のような条件で加熱した鋼材を、８００℃以上で熱間圧延を終了した後冷却する。冷却手段は特に問わない。大気中に放置して冷却してもよいが、７５０℃以上の温度から５５０℃以下の温度まで加速冷却をすることにより、より鋼材の特性を高めることができる。
圧延終了温度が８００℃を下回ると、Ｃ量が比較的少ない本願発明鋼においては、フェライトが変態析出し、フェライトを加工（圧延）する恐れがあり、低温靭性確保の点で好ましくない。このため、圧延終了温度は、８００℃以上に限定する。好ましくは８２０℃以上であるとよい。
８００℃以上で熱間圧延を終了した後、比較的強度の低い、いわゆる４０キロ級鋼（例えばＪＩＳ規格のＳＭ４００、ＳＮ４００鋼）は、大気中に放置して冷却しても所定の強度を満足できる。
しかし、５０キロ級鋼（例えばＪＩＳ規格のＳＭ４９０、ＳＮ４９０鋼）や４０キロ鋼でも板厚が厚くなると大気中に放置しての冷却ままでは強度の安定確保が困難となるため、８００℃以上で熱間圧延を終了した後、７５０℃以上の温度から加速冷却することが望ましい。圧延後の加速冷却は、鋼材の特性をより高めるためであって、本願発明の優れた特徴を損なうものではない。
加速冷却は、そもそも変態域の冷速を早めることで組織を微細化し、強度と靭性を同時に向上させるためのものである。したがって、変態開始前あるいは少なくとも変態終了前に開始しなければ実質的に意味を持たない。このため、加速冷却開始温度は７５０℃以上に限定したものである。この加速冷却は、その効果を享受する上で５５０℃以下の温度まで冷却する必要がある。５５０℃を超える温度では、加速冷却時の変態が十分に進行せず、組織の微細化が不十分となるためである。好ましい加速冷却の開始温度は７６０℃以上であり、好ましい加速冷却の停止温度の範囲は、５２０以下３００℃以上である。
なお、加速冷却時の冷却速度は、鋼成分や意図する強度や低温靭性レベルにもよるが、板厚方向に表面から板厚の１／４の位置で、加速冷却開始温度から５５０℃までの平均冷却速度が３℃／秒以上とすることが望ましい。
また、冷却後の圧延材に対し、Ａｃ１温度以下の焼き戻し処理を付加しても本願発明の優れた特徴を損ねることはない。冷却の不均一性をキャンセルし、材質の板内均一性を高めるためにはむしろ好ましい。
【実施例】
【０００４】
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚さ１９〜１００ｍｍ）を製造し、その材質を調査した。
表１に比較鋼とともに本願発明鋼の鋼成分を、表２に鋼板の製造条件と諸特性を示す。
本願発明にしたがって製造した鋼板（本発明鋼）は、すべて良好な特性を有する。これに対し、本願発明によらずに製造した鋼板（比較鋼）は、いずれかの特性が劣ることが分かる。
比較鋼１１はＣ量が高いため、本願発明鋼に比較し母材、再現ＨＡＺとも低温靭性に劣る。
比較鋼１２はＮｂが添加されておらず、また、比較鋼１３はＣｒ量が低いため、いずれも高温強度が低い。
比較鋼１４は、Ｃ量が低いために高温強度が低い。
比較鋼１５はＣｒ量が高いため、母材、再現ＨＡＺとも靭性に劣る。
比較鋼１６はＮｂが高いため、ＨＡＺ靭性に劣る。
比較鋼１７−１〜３の成分は本願発明鋼５と同一である。しかし、比較鋼１７−１は圧延終了温度が低く、結果として加速冷却開始温度が確保できずに低くなってしまったため、常温、高温強度ともに低い。比較鋼１７−２は加速冷却開始温度が低いため、常温、高温強度ともに低い。比較鋼１７−３は、加速冷却停止温度が高いため、常温、高温強度ともに低い。
比較鋼１８は、個々の元素や製造方法は本願発明範囲内であり、常温、高温強度や靭性などは４９０ＭＰａ級としての所要特性を満足しているものの、ＰＣＭが高いため、溶接性（斜めｙ形溶接割れ試験）において割れが発生した。
【表１】
2010082361.tif 000002
【表２】
2010082361.tif 000003
【産業上の利用可能性】
【０００５】
本発明により、高温強度と低温靭性に優れた溶接構造用鋼が大量かつ安価に提供できるようになった。その結果、建築構造用として、耐火被覆の軽減または省略が可能となった。また、建築以外の用途においても、強度、靭性などの基本性能を具備した上で、さらに高温強度をも具備したため、高温に晒される可能性のある溶接構造物用鋼として、構造物の安全性を一段と高めることができるようになった。
【手続補正書】
【提出日】平成23年4月6日(2011.4.6)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分が質量％で、
Ｃ  ：０．００３〜０．０５％
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｐ  ：０．０２０％以下
Ｓ  ：０．０１０％以下
Ｃｒ：０．５６〜１．５％
Ｎｂ：０．００５〜０．０４５％
Ａｌ：０．０６０％以下
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％であって、
さらに、不純物としてＭｏを０．０３％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義される溶接割れ感受性組成ＰCM値が０．２２％以下である鋼材を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了し、その後冷却することを特徴とする高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項２】
前記熱間圧延を終了した後、７５０℃以上の温度から加速冷却を開始し、５５０℃以下の温度で加速冷却を停止することを特徴とする請求の範囲１に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｖ  ：０．０１〜０．１０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
のいずれか１種または２種を含有することを特徴とする請求の範囲１または２に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項４】
さらに、質量％で
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％
Ｂ  ：０．０００２〜０．００３％
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求の範囲１〜３のいずれか１項に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項５】
さらに、質量％で
Ｃａ  ：０．０００５〜０．００４％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００８％
のいずれか１種を含有することを特徴とする請求の範囲１〜４のいずれか1項に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項６】
成分が質量％で、
Ｃ  ：０．００３〜０．０５％
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｐ  ：０．０２０％以下
Ｓ  ：０．０１０％以下
Ｃｒ：０．５６〜１．５％
Ｎｂ：０．００５〜０．０４５％
Ａｌ：０．０６０％以下
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％であって、
さらに、不純物としてＭｏを０．０３％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義される溶接割れ感受性組成ＰCM値が０．２２％以下である鋼材を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了し、その後冷却して得られることを特徴とする高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、火災など高温時の耐力維持を目的とした建築構造用耐火鋼を主たるターゲットとするものであるが、建築用途に限らず、海洋構造物、船舶、橋梁、各種貯槽タンク用など幅広い用途の溶接構造用鋼に適用できる。なお、主に対象とする鋼板の強度レベルは、降伏強さで２３５〜４７５ＭＰａ、引張強さで４００〜６４０ＭＰａの、いわゆる一般に４０キロ、５０キロ鋼と呼ばれるクラスである。
【背景技術】
【０００２】
高温耐力の確保を目的とした建築用途でのいわゆる耐火鋼は、特開平２−７７５２３号公報などをはじめとして多くの技術が開示されている。しかし、そのほとんどはＭｏを含有するものである。確かに、Ｍｏは、鋼の高温耐力を確保する上で極めて有効な元素であるが、同時に高価な元素でもある。
【０００３】
ところで、日本工業規格（ＪＩＳ）等で規格化されている一般の構造用鋼は、約３５０℃から強度低下するため、その許容温度は約３５０℃となっている。すなわち、ビルや事務所、住居、立体駐車場などの建築物に前記の鋼材を用いた場合は、火災時における安全性を確保するため、十分な耐火被覆を施すことが義務付けられており、日本の建築関連諸法令では、火災時に鋼材温度が３５０℃以上にならないように規定されている。これは、前記鋼材では、３５０℃程度で耐力が常温の２／３程度になり、必要な強度を下回るためである。このため、一般鋼材を建造物に利用する場合、火災時において鋼材の温度が３５０℃に達しないように耐火被覆を施す必要がある。
【０００４】
この耐火被覆を省略または軽減するために、６００℃などでの高温引張試験時の高温耐力（以下、特に明記がない場合は、高温とは６００℃を指し、高温強度とは高温耐力を指す。）を高めた耐火鋼が、使われるようになってきている。
一般的に耐火鋼には、高温強度維持を目的としてＭｏが添加される。しかし、Ｍｏは市況変化が大きく、添加量にもよるが、耐火被覆コストに比べ高価になる場合が多い。このため、Ｍｏを添加しない安価な耐火鋼の開発・実用化が待たれていた。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、高価なＭｏを添加せずに優れた高温強度とともに、鋼材の基本性能の一つである低温靭性にも優れる溶接構造用鋼を得ることを目的とする。そのため、鋼成分を特定範囲に限定し、さらに製造方法を限定することで、高温強度に優れ、溶接割れ感受性を抑えて低温靭性を確保した耐火鋼を、工業的に安定して、しかも低コストで供給可能な方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明のポイントは、６００℃での高温強度を安定して確保するため、高価なＭｏに代わり比較的微量のＣ量とＣｒとＮｂの複合添加により、変態組織強化とＣｒやＮｂの析出物（炭窒化物）による析出強化を利用することである。
【０００７】
つまり、Ｍｏフリー下で、適正量のＣｒを添加含有させることで、鋼の焼入性が向上して変態温度が低下し、セメンタイトを含む硬質組織がベイニティックとなることを見出した。
【０００８】
それにより常温および高温強度が上がるとともに、マトリックスが比較的低温で変態した微細なベイニティック組織であるがゆえに、高温時にはＣｒとＮｂの複合添加によるＣｒおよびＮｂの単独または複合した炭窒化物が、そのマトリックス中にきわめて微細に析出し、高温強度を高いレベルで確保、維持できることを見出し、本願発明に至ったものである。
【０００９】
上記したように、Ｍｏを含有しない耐火鋼は、それ自体きわめて画期的であると同時に、焼入性の高いＭｏを含有しないことで、溶接構造用鋼としての基本性能（強度、靭性）はもちろん、溶接性やガス切断性をもかえって向上させることにもつながる。
【００１０】
本願発明は、Ｃｒ、Ｎｂのみならず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎをはじめとする個々の元素量および溶接割れ感受性組成ＰＣＭを規定し、さらに製造条件を限定することで、高価なＭｏを使用せず優れた高温強度と低温靭性を両立させただけでなく、溶接構造用鋼としての各種使用性能を確保したものである。その要旨は、以下の通りである。
（１）成分が質量％で、
Ｃ  ：０．００３〜０．０５％
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｐ  ：０．０２０％以下
Ｓ  ：０．０１０％以下
Ｃｒ：０．５６〜１．５％
Ｎｂ：０．００５〜０．０４５％
Ａｌ：０．０６０％以下
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％であって、
さらに、不純物としてＭｏを０．０３％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
で定義される溶接割れ感受性組成ＰＣＭ値が０．２２％以下である鋼材を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了し、その後冷却することを特徴とする高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
（２）前記熱間圧延を終了した後、７５０℃以上の温度から加速冷却を開始し、５５０℃以下の温度で加速冷却を停止することを特徴とする請求の範囲１に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
（３）さらに、質量％で、
Ｖ  ：０．０１〜０．１０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
のいずれか１種または２種を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
（４）さらに、質量％で
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％
Ｂ  ：０．０００２〜０．００３％
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
（５）さらに、質量％で
Ｃａ  ：０．０００５〜０．００４％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００８％
のいずれか１種を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか1項に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
（６）成分が質量％で、
Ｃ  ：０．００３〜０．０５％
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｐ  ：０．０２０％以下
Ｓ  ：０．０１０％以下
Ｃｒ：０．５６〜１．５％
Ｎｂ：０．００５〜０．０４５％
Ａｌ：０．０６０％以下
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％であって、
さらに、不純物としてＭｏを０．０３％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
で定義される溶接割れ感受性組成ＰＣＭ値が０．２２％以下である鋼材を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了し、その後冷却して得られることを特徴とする高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、火災時など高温にさらされる環境でも十分な耐力を有する溶接構造用鋼が大量かつ安価に供給できるため、種々の用途の広範な溶接鋼構造物の安全性向上に資することが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明で規定した各合金元素の添加範囲について説明する。
Ｃ  ：０．００３〜０．０５％
Ｃは、高張力鋼としてはきわめて低いレベルに限定している。これは、他の成分とともに製造方法と密接に関係している。鋼成分の中でもＣは鋼材の特性に最も大きな影響を及ぼすものである。下限０．００３％は強度確保や溶接などの熱影響部が必要以上に軟化することのないようにするための最小値である。
Ｃ量が多すぎると焼入性が必要以上に上がり、鋼材の強度と靱性のバランス、溶接性などに悪影響を及ぼす。また、後述するように、目的とする板厚や強度によっては加速冷却を比較的低温で停止するケースがあり、その際に鋼材表裏面近傍の極端な硬化や板厚方向の材質変動を抑えるため、上限を０．０５％とした。
操業変動や他成分とのバランスから強度低下を避けるため下限は０．００５％にするのが好まく、さらに０．０１％とすることがより好ましい。また、過度な焼入れ硬化や材質変動を避けるため、上限は０．０４％が好ましく、さらに０．０３％とすることがなお好ましい。
【００１３】
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｓｉは、脱酸のため鋼に含まれる元素であるが、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．６０％とした。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌでも可能であるので、それら元素とのバランスにて含有量を決定すればよい。しかし、ＨＡＺ靱性、焼入性などの観点から低いほど好ましく、無添加でもよい。このため、上限を０．４０％、０．２０％、０．１０％に制限しても差し支えない。なお、製鋼工場で鋼を製造する場合、Ｓｉ無添加でＴｉ、Ａｌにより脱酸された場合でも、０．０１％以上のＳｉが含まれることが一般的である。
【００１４】
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｍｎは、常温の強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は０．６％である。好ましくは０．８％以上または１．０％以上である。しかし、Ｍｎ量が多すぎると焼入性が上昇して溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、連続鋳造スラブの中心偏析を助長するので上限を２．０％とした。好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．６％以下または１．４％以下である。
【００１５】
Ｐ  ：０．０２０％以下
Ｐは、その量が少ないとＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２０％とする。０．０１５％以下、０．０１０％以下または０．００８％以下とする方がより好ましい。もちろん無添加でもよい。
【００１６】
Ｓ  ：０．０１０％以下
Ｓは、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０１０％とする。０．００８％以下、０．００６％、０．００４％とする方がより好ましい。もちろん無添加でもよい。
【００１７】
Ｃｒ：０．２０〜１．５％
Ｃｒは、本願発明における最も重要な元素の一つである。高温強度確保のためＮｂとともにＣｒ添加が必須である。これは、Ｃｒの焼入性向上効果により変態温度が低下し、セメンタイトを含む硬質組織がベイニティックとなるため、常温および高温時の強度を上げ、さらに高温時にはＣｒの析出物（炭窒化物）による析出強化を利用するためである。
これらの効果を享受するため、Ｃｒの含有量は、最低０．２０％が必要である。好ましくは０．３５％以上であり、は０．５０％以上、０．８％または１．０％以上とすることがより好ましい。しかし、添加量が多過ぎると、母材、溶接部の靭性および溶接性の劣化を招き、経済性も失するため上限を１．５％とした。好ましくは１．３％以下であるとよい。
【００１８】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは、Ｃｒとともに本願発明における最も重要な元素である。Ｃｒと同様に、高温強度確保のためＮｂの析出物（炭窒化物）による析出強化を利用しているからである。
このため、少なくとも０．００５％以上は必要である。好ましくは０．０１０％以上であるとよい。しかし、添加量が多過ぎると、溶接部の靭性劣化を招くため、上限を０．０５％とした。好ましくは０．０４５％以下、さらには０．０３０％以下であるとよい。なお、Ｎｂ添加は、オーステナイトの未再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮することにも寄与する。
上記のＣｒとＮｂの複合添加により、Ｍｏフリーでも高温強度を確保できるものである。従って、本願発明では、Ｍｏの意図的添加を行わない。また、不純物としてＭｏが意図せず混入した場合でもの０．０３％以下に制限する。
【００１９】
Ａｌ：０．０６０％以下
Ａｌは、一般に脱酸のために鋼に含まれる元素である。脱酸はＳｉまたはＴｉでもなされるため、それら元素とのバランスにて量を決めればよい。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので上限を０．０６０％とする。好ましくは０．０４０％以下であるとよい。その量は少ないほどよく、無添加でもよい。なお、製鋼工場で鋼を製造する場合、Ａｌによる脱酸を行なわなかった場合でも、０．００１％以上のＡｌが含まれることが一般的である。
【００２０】
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％
Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させ、また、ＴｉＮを形成して前述のように鋼の性質を高める。このため、Ｎ量として最低０．００１％必要である。好ましくは０．００１５％以上であるとよい。しかしながら、Ｎ量の増加は溶接熱影響部靭性、溶接性に有害であり、本発明鋼においてはその上限は０．００６％である。より好ましくは０．００４５％以下であるとよい。
次に必要に応じて含有することができるＶ、Ｔｉの添加理由について説明する。
【００２１】
Ｖ  ：０．０１〜０．１０％
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有し、本願発明におけるＶの役割は、Ｎｂを補完するものである。ただし、Ｖは、Ｎｂに比べて効果は小さく、焼入れ性にも影響を及ぼすため、上下限を限定した。下限はＶ添加の効果を確実に享受できる最少量として０．０１％とした。好ましくは、０．０２５％以上であるとよい。上限は後述する溶接割れ感受性組成ＰＣＭへの影響も勘案し０．１０％とした。好ましくは、０．０８％以下、さらには０．０５％以下であるとよい。
【００２２】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは母材および溶接熱影響部靭性向上のために添加することが望ましい。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ２Ｏ３を主成分とする析出物を形成し、粒内変態フェライト生成の核となり溶接熱影響部靭性を向上させる。
また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとして鋼材中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効である。さらに鋼材中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化し、靭性を向上させる。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．００５％必要である。しかし多過ぎるとＴｉＣを形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０２５％とした。好ましくは、０．０２０％以下である。
【００２３】
次に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｍｇの添加理由について説明する。
基本となる成分に、さらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためである。したがってその添加量は自ずと制限されるべき性質のものである。
【００２４】
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％
Ｎｉは、過剰に添加しなければ、溶接性、溶接熱影響部靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。
一方、過剰な添加は高価なだけでなく、溶接性に好ましくない。また、Ｎｉを多く添加すると液体アンモニア中で応力腐食割れ（ＳＣＣ）を誘起する可能性が指摘されている。発明者らの実験によれば、１．０％までの添加は溶接性や液体アンモニア中でのＳＣＣを大きく劣化させず、強度、靭性向上効果の方が大きいが、経済性を優先し、上限を０．５０％とした。更に経済性を優先する場合、０．３５％に制限してもよい。
【００２５】
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％
Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様の効果、現象を示し、上限の０．５０％は溶接性劣化に加え、過剰な添加は熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため規制される。下限は実質的な効果が得られるための最小量とすべきで０．０５％である。経済性を優先する場合、上限を０．３０％に制限してもよい。
【００２６】
Ｂ  ：０．０００２〜０．００３％
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することを介して、焼入性を向上させ、強度向上に寄与する。この効果を享受するため、最低０．０００２％以上必要である。
しかし、多すぎる添加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、靭性上有害となるＢ析出物を形成する可能性もあるため、上限を０．００３％とする。好ましくは０．００２％以下であるとよい。なお、タンク用鋼などとして、応力腐食割れが懸念されるケースでは、母材および溶接熱影響部の硬さの低減がポイントとなることが多く（例えば、硫化物応力腐食割れ（ＳＣＣ）防止のためにはロックウェル硬さでＨＲＣ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされる）、そのようなケースでは焼入性を増大させるＢ添加は好ましくない。なお、Ｂには上記のような強度向上効果があるが、Ｂ添加による熱影響部靭性等の材質劣化の問題があるため、これらの問題を回避するためには、Ｂを０．０００３％以下に制限または無添加とすることがより望ましい。
【００２７】
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、細粒化する作用があり、溶接部の強靭化が図れる。このような効果を享受するためには、Ｍｇは０．０００２％以上必要である。一方、添加量が増えると添加量に対する効果代が小さくなるため、コスト上得策ではないので上限は０．００５％とした。好ましくは０．００３５％以下であるとよい。
【００２８】
次に、ＣａまたはＲＥＭの添加理由について説明する。
Ｃａ  ：０．０００５〜０．００４％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００８％
ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳの形態を制御し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を低減させる。これらの効果を発揮するためには、最低０．０００５％必要である。
しかし、多すぎる添加は、鋼の清浄度を逆に悪化させ、母材靭性や湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を高めるため、添加量の上限はＣａ、ＲＥＭそれぞれ０．００４％、０．００８％に限定した。好ましくは、それぞれ０．００３％、０．００６％以下であるとよい。なお、ＣａとＲＥＭは、ほぼ同等の効果を有するため、いずれか１種を上記範囲で添加すればよく、両者を添加してもよい。
【００２９】
鋼の個々の成分を限定しても、成分系全体が適切でないと優れた特性は得られない。本願発明では、各元素の含有量（質量％）から、以下の式で定義される溶接割れ感受性組成ＰＣＭの値を０．２２％以下に限定する。
【００３０】
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０
＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
【００３１】
ＰＣＭは溶接性を表す指標で、低いほど溶接性は良好である。ＪＩＳ  Ｇ  ３１０６「溶接構造用圧延鋼材」では、強度レベルや板厚によっても異なるが、最も厳しいもので０．２４％以下に規定している。
【００３２】
本発明者らの幅広い鋼種での各種の溶接割れ試験によれば、より厳しい拘束条件、環境条件でも確実に溶接冷間割れを防止できる条件としてＰＣＭを０．２２％以下に限定したものである。なお、下限は特に限定しないが、各成分の限定範囲から自ずと制約されるものである。
【００３３】
続いて、製造条件について説明する。
熱間圧延に先立つ加熱温度を１０００〜１３００℃に限定した理由は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織の微細化を図るためである。１３００℃は加熱時のオーステナイトが極端に粗大化しない上限温度であり、加熱温度がこれを超えるとオーステナイト粒が粗大混粒化し、変態後の組織も粗大化するため鋼の靭性が著しく劣化する。
【００３４】
一方、加熱温度が低すぎると、板厚によっては後述する圧延終了温度の確保が困難となるばかりでなく、オーステナイトの未再結晶温度を上昇させ、析出強化を発現させるためのＮｂの溶体化の観点から下限を１０００℃とした。最も好ましい加熱温度範囲は、１０５０〜１２５０℃である。
【００３５】
上述のような条件で加熱した鋼材を、８００℃以上で熱間圧延を終了した後冷却する。冷却手段は特に問わない。大気中に放置して冷却してもよいが、７５０℃以上の温度から５５０℃以下の温度まで加速冷却をすることにより、より鋼材の特性を高めることができる。
【００３６】
圧延終了温度が８００℃を下回ると、Ｃ量が比較的少ない本願発明鋼においては、フェライトが変態析出し、フェライトを加工（圧延）する恐れがあり、低温靭性確保の点で好ましくない。このため、圧延終了温度は、８００℃以上に限定する。好ましくは８２０℃以上であるとよい。
８００℃以上で熱間圧延を終了した後、比較的強度の低い、いわゆる４０キロ級鋼（例えばＪＩＳ規格のＳＭ４００、ＳＮ４００鋼）は、大気中に放置して冷却しても所定の強度を満足できる。
【００３７】
しかし、５０キロ級鋼（例えばＪＩＳ規格のＳＭ４９０、ＳＮ４９０鋼）や４０キロ鋼でも板厚が厚くなると大気中に放置しての冷却ままでは強度の安定確保が困難となるため、８００℃以上で熱間圧延を終了した後、７５０℃以上の温度から加速冷却することが望ましい。圧延後の加速冷却は、鋼材の特性をより高めるためであって、本願発明の優れた特徴を損なうものではない。
【００３８】
加速冷却は、そもそも変態域の冷速を早めることで組織を微細化し、強度と靭性を同時に向上させるためのものである。したがって、変態開始前あるいは少なくとも変態終了前に開始しなければ実質的に意味を持たない。このため、加速冷却開始温度は７５０℃以上に限定したものである。この加速冷却は、その効果を享受する上で５５０℃以下の温度まで冷却する必要がある。５５０℃を超える温度では、加速冷却時の変態が十分に進行せず、組織の微細化が不十分となるためである。好ましい加速冷却の開始温度は７６０℃以上であり、好ましい加速冷却の停止温度の範囲は、５２０以下３００℃以上である。
【００３９】
なお、加速冷却時の冷却速度は、鋼成分や意図する強度や低温靭性レベルにもよるが、板厚方向に表面から板厚の１／４の位置で、加速冷却開始温度から５５０℃までの平均冷却速度が３℃／秒以上とすることが望ましい。
【００４０】
また、冷却後の圧延材に対し、Ａｃ１温度以下の焼き戻し処理を付加しても本願発明の優れた特徴を損ねることはない。冷却の不均一性をキャンセルし、材質の板内均一性を高めるためにはむしろ好ましい。
【実施例】
【００４１】
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚さ１９〜１００ｍｍ）を製造し、その材質を調査した。
表１に比較鋼とともに本願発明鋼の鋼成分を、表２に鋼板の製造条件と諸特性を示す。
本願発明にしたがって製造した鋼板（本発明鋼）は、すべて良好な特性を有する。これに対し、本願発明によらずに製造した鋼板（比較鋼）は、いずれかの特性が劣ることが分かる。
【００４２】
比較鋼１１はＣ量が高いため、本願発明鋼に比較し母材、再現ＨＡＺとも低温靭性に劣る。
比較鋼１２はＮｂが添加されておらず、また、比較鋼１３はＣｒ量が低いため、いずれも高温強度が低い。
比較鋼１４は、Ｃ量が低いために高温強度が低い。
比較鋼１５はＣｒ量が高いため、母材、再現ＨＡＺとも靭性に劣る。
比較鋼１６はＮｂが高いため、ＨＡＺ靭性に劣る。
比較鋼１７−１〜３の成分は本願発明鋼５と同一である。しかし、比較鋼１７−１は圧延終了温度が低く、結果として加速冷却開始温度が確保できずに低くなってしまったため、常温、高温強度ともに低い。比較鋼１７−２は加速冷却開始温度が低いため、常温、高温強度ともに低い。比較鋼１７−３は、加速冷却停止温度が高いため、常温、高温強度ともに低い。
比較鋼１８は、個々の元素や製造方法は本願発明範囲内であり、常温、高温強度や靭性などは490MPa級としての所要特性を満足しているものの、ＰＣＭが高いため、溶接性（斜めｙ形溶接割れ試験）において割れが発生した。
【００４３】
【表１】
2010082361.tif 000004
【００４４】
【表２】
2010082361.tif 000005
【産業上の利用可能性】
【００４５】
本発明により、高温強度と低温靭性に優れた溶接構造用鋼が大量かつ安価に提供できるようになった。その結果、建築構造用として、耐火被覆の軽減または省略が可能となった。また、建築以外の用途においても、強度、靭性などの基本性能を具備した上で、さらに高温強度をも具備したため、高温に晒される可能性のある溶接構造物用鋼として、構造物の安全性を一段と高めることができるようになった。
【手続補正書】
【提出日】平成23年8月10日(2011.8.10)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分が質量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．０５％
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｐ  ：０．０２０％以下
Ｓ  ：０．０１０％以下
Ｃｒ：０．５６〜１．５％
Ｎｂ：０．００５〜０．０２８％
Ａｌ：０．０６０％以下
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％であって、
さらに、不純物としてＭｏを０．０３％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義される溶接割れ感受性組成ＰCM値が０．２２％以下である鋼材を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了し、その後７５０℃以上の温度から５５０℃以下の温度まで加速冷却し、該加速冷却が、板厚方向に表面から板厚の１／４の位置で加速冷却開始温度から５５０℃までの平均冷却速度が３℃／秒以上であることを特徴とする高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｖ  ：０．０１〜０．１０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
のいずれか１種または２種を含有することを特徴とする請求の範囲１に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項３】
さらに、質量％で
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％
Ｂ  ：０．０００２〜０．００３％
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする請求の範囲１または２に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項４】
さらに、質量％で
Ｃａ  ：０．０００５〜０．００４％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００８％
のいずれか１種を含有することを特徴とする請求の範囲１〜３のいずれか1項に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項５】
成分が質量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．０５％
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｐ  ：０．０２０％以下
Ｓ  ：０．０１０％以下
Ｃｒ：０．５６〜１．５％
Ｎｂ：０．００５〜０．０２８％
Ａｌ：０．０６０％以下
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％であって、
さらに、不純物としてＭｏを０．０３％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義される溶接割れ感受性組成ＰCM値が０．２２％以下である鋼材を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了し、その後７５０℃以上の温度から加速冷却を開始し、５５０℃以下の温度で加速冷却を停止して得られることを特徴とする高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１０】
本願発明は、Ｃｒ、Ｎｂのみならず、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎをはじめとする個々の元素量および溶接割れ感受性組成ＰＣＭを規定し、さらに製造条件を限定することで、高価なＭｏを使用せず優れた高温強度と低温靭性を両立させただけでなく、溶接構造用鋼としての各種使用性能を確保したものである。その要旨は、以下の通りである。
（１）成分が質量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．０５％
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｐ  ：０．０２０％以下
Ｓ  ：０．０１０％以下
Ｃｒ：０．５６〜１．５％
Ｎｂ：０．００５〜０．０２８％
Ａｌ：０．０６０％以下
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％であって、
さらに、不純物としてＭｏを０．０３％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義される溶接割れ感受性組成ＰCM値が０．２２％以下である鋼材を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了し、その後７５０℃以上の温度から５５０℃以下の温度まで加速冷却し、該加速冷却が、板厚方向に表面から板厚の１／４の位置で加速冷却開始温度から５５０℃までの平均冷却速度が３℃／秒以上であることを特徴とする高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
（２）さらに、質量％で、
Ｖ  ：０．０１〜０．１０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
のいずれか１種または２種を含有することを特徴とする（１）に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
（３）さらに、質量％で
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％
Ｂ  ：０．０００２〜０．００３％
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
（４）さらに、質量％で
Ｃａ  ：０．０００５〜０．００４％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００８％
のいずれか１種を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか1項に記載の高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法。
（５）成分が質量％で、
成分が質量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．０５％
Ｓｉ：０．６０％以下
Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｐ  ：０．０２０％以下
Ｓ  ：０．０１０％以下
Ｃｒ：０．５６〜１．５％
Ｎｂ：０．００５〜０．０２８％
Ａｌ：０．０６０％以下
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％であって、
さらに、不純物としてＭｏを０．０３％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義される溶接割れ感受性組成ＰCM値が０．２２％以下である鋼材を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了し、その後７５０℃以上の温度から加速冷却を開始し、５５０℃以下の温度で加速冷却を停止することを特徴とする高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４３
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４３】
【表１】
2010082361.tif 000006
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４４
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００４４】
【表２】
2010082361.tif 000007
【国際調査報告】
2010082361.tif 000008
2010082361.tif 000009
2010082361.tif 000010
2010082361.tif 000011