(57)【要約】【課題】  ６００℃以上８００℃以下の温度範囲における高温強度に優れた溶接構造用高張力鋼およびその製造方法を提供する。【解決手段】  Ｃ：０．００５％以上０．０４０％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．３〜１．５％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００６％以下に、必要に応じ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇを含有し、かつ、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０／Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂと定義する溶接割れ感受性組成ＰCMが０．１５％以下で、実質的にＢを含有せず、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ミクロ組織がフェライトとベイナイトの混合組織主体であって、そのベイナイトの分率が２０〜９０％であることを特徴とする高温強度に優れた溶接構造用４９０ＭＰａ級高張力鋼。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．００５％以上０．０４０％未満、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．１〜０．５％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
かつ、
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０／Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
と定義する溶接割れ感受性組成ＰCMが０．１５％以下で、実質的にＢを含有せず、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ミクロ組織がフェライトとベイナイトの混合組織主体であって、そのベイナイトの分率が２０〜９０％であることを特徴とする高温強度に優れた溶接構造用４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【請求項２】
質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
の範囲で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に記載の高温強度に優れた溶接構造用４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【請求項３】
質量％で、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％
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項１または２に記載の高温強度に優れた溶接構造用４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【請求項４】
板厚１／４厚位置の圧延方向と平行な断面の旧オーステナイト粒の平均円相当径が、１２０μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の高温強度に優れた溶接構造用４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、その後放冷、あるいは８００℃以上の温度から６５０℃以下の温度まで加速冷却することを特徴とする高温強度に優れた溶接構造用４９０ＭＰａ級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、建築、土木、海洋構造物、造船、各種の貯槽タンクなどの一般的な溶接構造物に用いられ、６００℃以上８００℃以下の温度範囲において、１時間程度の比較的短時間における高温強度に優れた溶接構造用高張力鋼ならびにその製造方法に関するものである。以下の説明では、主として厚板（厚鋼板）を対象としているが、本発明は、鋼管や形鋼などにも幅広く適用できる。
【背景技術】
【０００２】
一般的な溶接構造用鋼材の強度は、約３５０℃から強度が低下し、その許容温度は約５００℃とされている。このため、それらの鋼材をビルや事務所、住居、立体駐車場などの建築物に用いた場合には、火災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、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規定されている。これは、前記鋼材では、耐力（降伏強度）が３５０℃程度で常温の２／３程度になり、必要な強度を下回るためである。このような耐火被覆は、建設コストに多大な影響を及ぼしているのが実態である。
【０００３】
このような課題を解決するため、高温時の耐力を備えた「耐火鋼」が開発されている（例えば、特許文献１、２参照）。それぞれ６００℃、７００℃での耐力が常温での規格最小耐力（降伏強度）の２／３以上を維持できるとするものである。しかし、いずれも特定の温度での耐力が示されるのみで、それより高温での耐力については、全く言及されていない。特に、７００℃超の温度は、鋼成分によっては部分的に変態を開始する温度領域に入るため、急激な耐力（降伏強度）低下が懸念されるなど、設計に反映できるような安定した実用鋼製造はきわめて困難であった。
【０００４】
先に本発明者らは、７００〜８００℃での高温強度を確保できる鋼およびその製造方法として、発明をなしている（例えば、特許文献３参照）。鋼成分的にはＢ添加を必須とするもので、組織制御を容易にし、特に建築構造用鋼としての低降伏比を達成し得るものである。しかし、一般的に知られているように、Ｂは焼入性を増大させるなど功罪相半ばする。例えば、小入熱溶接時には、溶接熱影響部が著しく硬化するため靭性に劣り、逆に溶接入熱が大きくなり過ぎるとオーステナイト粒界に析出し、Ｂの焼入性を有効利用できず組織が粗大となって靭性に劣るため、溶接入熱範囲が限られるという問題を孕んでいた。
【０００５】
ところで、建築構造用鋼としては、耐震性の観点から低降伏比の要求があり、ＪＩＳにおける「建築構造用圧延鋼材」規格でも８０％以下と規定されている。本発明者らによる先の発明は、これらを念頭に置いたものであった。しかし、平成１２年６月に施行された改正建築基準法では、これまでの使用規定から性能規定に改正され、新しい技術、材料を早期に実用化することが含まれている。建築用鋼材に関しては、建築基準法３７条において、第１項：ＪＩＳ材で建築構造用として使用が許可されるもの、第２項：必要各種性能に応じて鋼材の性能を評価した上で国土交通大臣が認定したものが使用できることになった。そこで、本発明者らは、ＪＩＳ建築用鋼材における降伏比の規定にとらわれることなく、高温強度はもとより、溶接性、広い入熱範囲での溶接部靭性に優れる鋼材を鋭意検討し、本願発明に至った。
【０００６】
【特許文献１】特開平２−７７５２３号公報
【特許文献２】特開平１０−６８０４４号公報
【特許文献３】特開２００４−４３９６１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上述したように、建築物に鋼材を利用する場合、通常の鋼材では高温強度（耐力＝降伏応力）が低いため、無被覆や耐火被覆軽減で利用することができず、高価な耐火被覆を施さなければならなかった。また、新しく開発された鋼材でも、その耐火温度は６００〜７００℃までの保証が限界であり、７００〜８００℃での無耐火被覆使用およびこれによる耐火被覆工程の省略が可能となる鋼材の開発が望まれていた。
【０００８】
本発明の目的は、６００℃以上８００℃以下の温度範囲における高温強度に優れた溶接構造用高張力鋼ならびに当該鋼を工業的に安定して供給可能な製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明は、前述の課題を克服するために、鋼成分やミクロ組織などを適正範囲に限定することで目的を達成したもので、その要旨は以下に示す通りである。
【００１０】
（１）鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．００５％以上０．０４０％未満、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．１〜０．５％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
かつ、
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０／Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
と定義する溶接割れ感受性組成ＰCMが０．１５％以下で、実質的にＢを含有せず、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ミクロ組織がフェライトとベイナイトの混合組織主体であって、そのベイナイトの分率が２０〜９０％であることを特徴とする高温強度に優れた溶接構造用４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１１】
（２）質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
の範囲で１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高温強度に優れた溶接構造用４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１２】
（３）質量％で、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％
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上記（１）または（２）に記載の高温強度に優れた溶接構造用４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１３】
（４）板厚１／４厚位置の圧延方向と平行な断面の旧オーステナイト粒の平均円相当径が、１２０μｍ以下であることを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の高温強度に優れた溶接構造用４９０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１４】
（５）上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、その後放冷、あるいは８００℃以上の温度から６５０℃以下の温度まで加速冷却することを特徴とする高温強度に優れた溶接構造用４９０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
【発明の効果】
【００１５】
本発明に基づいた鋼成分、製造方法で製造された鋼材は、ミクロ組織も本発明の限定範囲を満たし、高温強度はもとより、溶接性、溶接部靭性にも優れることが実施例で実証された。すなわち、従来の６００℃程度までの高温特性を保証した耐火鋼をはるかに凌ぐ高温特性を有する溶接構造用鋼が工業的に安定して大量生産できることが示され、例えば建築用途としては、適用建築物や完全無耐火被覆の大幅拡大が期待され、その利用価値は大である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
以下、本発明の詳細を説明する。
【００１７】
高温強度は、ＭｏとＮｂの複合添加により、高温時に安定な炭窒化物の析出を促進するとともに、ミクロ組織のベイナイト化による転位密度を増大させ、さらには固溶ＭｏおよびＮｂにより転位回復を遅延させることが有効である。特に、本発明の目的とする７００〜８００℃というきわめて高温での強度発現のためには、従来知見の延長ではＭｏの多量添加が必須であるが、溶接構造用鋼としての優れた溶接性、溶接部靭性確保の観点とは相反し、高温強度との両立はきわめて困難である。
【００１８】
本発明者らの研究によれば、合金元素の適正化と組織制御、特に高温における母相組織の熱的安定性と適切な整合析出強化効果および転位回復遅延効果を得ることにより、優れた溶接性、溶接部靭性と高温強度とを両立することができることを見出した。
【００１９】
まず、本発明が請求項の通りに鋼成分を限定した理由について説明する。
【００２０】
Ｃは、鋼材の特性に最も顕著な効果を及ぼすもので、狭い範囲に制御されなければならず、０．００５％以上０．０４０％未満が限定範囲である。０．００５％未満のＣ量では強度が不足し、０．０４０％以上となるとＭｏ添加量が多い本発明においては溶接性、溶接部靭性を劣化させるとともに、圧延終了後の冷却速度が過大の場合はベイナイトの生成分率が増加し強度が超過する危険性が高まる。さらに、火災相当の高温加熱時に、ベイナイトとフェライトの混合母相組織を熱力学的に安定に保ち、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの複合炭窒化析出物との整合性を維持して、強化効果を確保する上でもＣを０．０４０％未満とする必要がある。
【００２１】
Ｓｉは、脱酸上鋼に含まれる元素であり、置換型の固溶強化作用をもつことから常温での母材強度向上に有効であるが、特に６００℃超の高温強度を改善する効果はない。また、多く添加すると溶接性、溶接部靭性が劣化するため、上限を０．５％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌのみでも可能であり、溶接部靭性や焼入性などの観点から低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はない。
【００２２】
Ｍｎは、強度、靭性を確保する上で不可欠な元素ではあるが、置換型の固溶強化元素であるＭｎは、常温での強度上昇には有効であるが、特に６００℃超の高温強度にはあまり大きな改善効果はない。したがって、本発明のような比較的多量のＭｏを含有する鋼において溶接性向上すなわちＰCM低減の観点から０．５％以下とする必要がある。Ｍｎの上限を低く抑えることにより、連続鋳造スラブの中心偏析の点からも有利となる。なお、下限については、母材の強度、靭性調整上、０．１％以上の添加が必要である。
【００２３】
ＰおよびＳは、本発明鋼においては不純物であり、低いほど好ましい。Ｐは粒界に偏析して粒界破壊を助長し、ＳはＭｎＳに代表される硫化物を形成して母材および溶接部の靭性を劣化させるため、それぞれ上限を０．０２％、０．０１％とした。
【００２４】
Ｍｏは、本発明鋼においては高温強度発現、維持の観点からＮｂと並んで必要不可欠の元素である。単に高温強度の観点からは多く添加するほど有利であるが、母材強度や溶接性、溶接部靭性をも考慮すれば制約すべきものである。Ｃを低く抑える本発明においては、後述するＰCMの範囲内（０．１６％以下）であれば、Ｍｏは１．５％まで許容される。下限は、Ｎｂとの複合添加、あるいはさらに後述する高温強度向上に有効なＶ、Ｔｉを添加したとしても安定して高温強度を確保するためには０．３％以上の添加が必要である。
【００２５】
Ｎｂは、Ｍｏとともに複合添加が必須の元素である。まず、Ｎｂの一般的な効果として、オーステナイトの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上で有用な元素である。また、圧延に先立つ再加熱時の加熱オーステナイトの細粒化にも寄与する。さらに、析出強化および転位回復抑制による高温強度向上効果を有し、Ｍｏとの複合添加により、一層の高温強度向上に寄与する。０．０３％未満では７００℃および８００℃における析出硬化および転位回復抑制の効果が少なく、０．１５％を超えると添加量に対し硬化の度合いが減少し、経済的にも好ましくないばかりでなく、溶接部の靭性も劣化する。これらの理由により、Ｎｂは０．０３〜０．１５％の範囲に限定する。
【００２６】
Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本発明においては、その下限は限定しない（０％を含む）。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、溶接部の靭性が劣化するので、上限を０．０６％とした。
【００２７】
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および後述するＴｉを添加した場合、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させたり、ＴｉＮを形成して鋼の性質を高める。このため、Ｎ量として最低０．００１％は必要である。しかしながら、Ｎ量の増加は溶接部靭性、溶接性に有害であり、本発明においてはその上限は０．００６％である。なお、この上限は必ずしも特性上の限界的な意味合いはなく、本発明者らが確認した範囲内で限定したものである。
【００２８】
次に、必要に応じて含有することができるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、ＴｉおよびＣａ、ＲＥＭ、Ｍｇの添加理由とその添加量範囲について説明する。
【００２９】
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。
【００３０】
Ｃｕは、溶接性、溶接部靭性に顕著な悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これらの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、過剰な添加は溶接性劣化に加え、熱間圧延時にＣｕクラック発生の危険性を増大させることにもつながるので、上限を１．０％に限定した。なお、Ｃｕクラック自体は、Ｃｕ量に応じた適正なＮｉ添加で回避できることが知られており、溶接性もＣ量をはじめとする他の合金元素量とも関係するので、上限は必ずしも限界的な意味合いを持つものではない。
【００３１】
Ｎｉは、Ｃｕとほぼ同様の効果を示し、特に母材の靭性向上には大きな効果がある。これらの効果を確実に享受す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、Ｎｉといえども溶接性を劣化させるとともに、比較的高価な元素であるため、経済性を損ねることにもなるので、本発明においては４９０ＭＰａ級鋼をターゲットとしていることも考慮し、１．０％を上限とする。
【００３２】
Ｃｒは、母材の強度を向上させるため、必要に応じて添加することができる。スクラップなどからのトランプ・エレメントとしての微量混入と明確に区別でき、確実に効果を享受する上で、最低限０．０５％以上の添加が必要である。多すぎる添加は、他の元素同様、溶接性や溶接部靭性を劣化させるため、上限を１．０％に限定する。
【００３３】
上記、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは、母材の機械的特性上の観点のみならず、耐候性にも有効であり、そのような目的においては、溶接性、溶接部靭性を大きく損ねることのない範囲で積極的に添加することが好ましい。
【００３４】
Ｖは、高温強度向上も含めＮｂとほぼ同様の効果・作用を有するものであるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。また、ＶはＰCMの式にも入っていることから分かるように、焼入性、溶接性にも影響を及ぼす。したがって、Ｖ添加の効果を確実に享受する上で下限を０．０１％とするとともに、悪影響を排除するため上限を０．１％とする。
【００３５】
Ｔｉは、Ｎｂ、Ｖなどと同様、高温強度向上に有効である。それ以外にも、特に、母材および溶接部靭性に対する要求が厳しい場合には、添加することが好ましい。なぜならば、Ｔｉは、Ａｌ量が少ない時（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、粒内変態フェライト生成の核となり、溶接部靭性を向上させる。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑え、圧延組織の微細化に有効であり、また鋼板中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化する。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、多すぎると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％である。
【００３６】
Ｃａ、ＲＥＭは、不純物であるＳと結合し、靭性の向上や溶接部の拡散性水素による割れを抑制する働きを有するが、多すぎると粗大な介在物を形成し、靭性に悪影響を及ぼすので、いずれも０．０００５〜０．００４％の範囲に限定する。両元素は、ほぼ同等の効果を有するので、上述した効果を享受するためには少なくともいずれか一方を添加すればよい。
【００３７】
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０．０００１％≧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り、経済性を失するため、上限は０．００６％とした。
【００３８】
なお、本発明においては、Ｂは意図的に添加することなく、製鋼工程におけるコンタミネーションとして含まれるレベルを超えては実質的に含有しないことがポイントである。Ｂは微量添加で焼入性を顕著に高めるため、高張力鋼に用いる場合には組織制御や強度向上の点で有利であるが、溶接性や溶接部靭性を劣化させる危険性をも同時に併せ持つ。本発明は、高温特性に加えて溶接構造用鋼としての使用性能を一段と高めることを目的として、意図的なＢ添加を忌避し、実質的にＢフリーとした。
【００３９】
鋼の個々の成分を上述した通り限定しても、成分系全体が適切でないと、本発明の特徴である優れた特性は得られない。特に、本発明者らによる先の特許（特願２００４−４３９６１号）より、溶接性、溶接部靭性を大きく改善させることを意図したものであるため、ＰCMの値を０．１５％以下に限定する。一般に、ＰCMは低いほど溶接性に優れ、０．２２％以下であれば、溶接時の（溶接冷間割れ防止のための）予熱が不要といわれている。高張力鋼、なかでも本発明のような高温強度に優れた高張力鋼で、しかも焼入性を顕著に高める元素であるＢを実質的に含まない鋼において、ＰCMが０．１５％以下というのは、きわめて低い値である。
【００４０】
さらに、本発明においては、ミクロ組織をも限定する。鋼成分のみの限定では、溶接構造用鋼としての優れた溶接性や溶接部靭性は確保可能であるが、高温特性や何より４９０ＭＰａ級鋼としての基本特性（特に強度）を満足することはできない。このため、本発明の目的に適うものとして、ミクロ組織はフェライトとベイナイトの混合組織主体であって、そのうちのベイナイトの分率を２０〜９０％であることに限定する。これは、ベイナイト分率が低いと４９０ＭＰａ級の常温強度および高温強度の確保が困難であり、ベイナイト分率が高すぎるとＪＩＳなどで規定される４９０ＭＰａ級鋼の強度範囲を超過する危険性が増大するという、本発明者らの実験結果に基づいて本発明の特徴を明確にするために限定したもので、必ずしも限界的な意味を持つものではない。
【００４１】
なお、これらのミクロ組織は板厚断面方向１／４厚位置を代表させるものとする。また、組織名としての「ベイナイト」の呼称は、当業者においては広く用いられているものであるが、バリエーションの多様さなどから分率測定に際しては、その領域の特定の点で不明確さが生じる可能性がある。その場合、組織構成上のもう一つの組織である「フェライト」で判定する方法もある。この場合のフェライト分率は１０〜８０％である。ここで呼ぶところのフェライトは、セメンタイトを含まないポリゴナルまたは擬ポリゴナルフェライトである（針状フェライトは含まない）。
【００４２】
圧延後の変態前のオーステナイト粒径は、本発明のような比較的高いＭｏ添加鋼の靭性を制御（高靭化）する上で適正に限定する必要がある。該オーステナイトが細粒であるほど、最終変態組織も微細となり靭性を向上させる。通常のＭｏの低い鋼と遜色ない靭性を得るため、鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向１／４厚位置における該オーステナイト粒径を平均円相当直径で１２０μｍ以下に限定する。板厚や鋼成分によっては、１２０μｍ超でも十分な靭性が得られるケースもあるが、確実に安定して靭性を確保できる粒径として限定したもので、必ずしも限界的意味合いはない。なお、オーステナイト粒径は、その判別が必ずしも容易でないケースも少なからずある。このような場合には、板厚１／４厚位置を中心として、鋼板の最終圧延方向と直角方向に採取した切り欠き付き衝撃試験片、例えば、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２  ２ｍｍＶノッチ試験片などを用い、十分低温で脆性破壊させた際の破面単位をオーステナイト粒径と読み替え得る有効結晶粒径と定義し、その平均円相当直径を測定することとし、この場合でも同様に１２０μｍ以下であることが必要である。
【００４３】
上記に限定した通りの組織（組織、組織分率、旧オーステナイト粒径など）と高温特性をはじめとする本発明が目的とする優れた諸特性は、製造方法を以下の通り限定することで容易に得ることができる。
【００４４】
所定の鋼成分を有する鋼片または鋳片の再加熱は、１１００〜１２５０℃の温度範囲に限定する。下限の１１００℃は、Ｍｏ、Ｎｂおよび必要に応じて添加するＶ、Ｔｉを高温特性確保を第一の目的として固溶状態とするためである。この目的のためには、再加熱温度は高いほど好ましいが、加熱オーステナイト粒が粗大化し、母材靭性の観点から好ましくないため、上限を１２５０℃に限定する。
【００４５】
圧延条件の限定は、直接的には圧延後変態前のオーステナイト粒径を上述の通りに比較的細粒に制御するためであり、主として靭性確保のためである。このため、圧延は１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上とする必要がある。圧延終了温度は、低温域の圧下でＭｏ、Ｎｂ、あるいは必要に応じて添加するＶ、Ｔｉが炭化物として析出するための下限温度として８５０℃以上に限定する。
【００４６】
圧延後の冷却も、組織制御の観点から限定すべきものである。鋼成分にもよるが、比較的薄手においては、放冷程度の冷速でも所定の組織を得ることができるが、厚手になると放冷では冷速が遅くなり、加速冷却が必要となる場合がある。この場合の加速冷却は、厚鋼板製造においては水冷が最も一般的であるが、必ずしも水冷である必要はない。また、加速冷却は組織制御のため変態域の冷速を上げることが目的であるので、８００℃以上の温度から６５０℃以下の温度まで行う必要がある。
【００４７】
なお、本発明においては、高温強度とは６００℃から８００℃までをターゲットとしており、その定量的目標は、高温時の降伏応力の常温降伏応力に対する比ｐ（＝高温降伏応力／常温降伏応力）が、鋼材温度Ｔ（℃）が６００℃以上８００℃以下の範囲で、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．８０である。
【実施例】
【００４８】
転炉−連続鋳造−厚板工程で、種々の鋼成分の鋼板（厚さ１２〜８０ｍｍ）を製造し、その機械的性質および溶接性、溶接部靭性評価としてＪＩＳに準拠した斜めｙ形溶接割れ試験におけるルート割れの有無および溶接再現熱サイクルによる小入熱と超大入熱溶接相当の再現ＨＡＺ靭性を調査した。
【００４９】
表１に比較例とともに本発明例の鋼成分を、表２に製造条件、表３に組織および諸特性の調査結果を示す。
【００５０】
本発明例では、いずれも本発明の限定範囲を満足し、高温強度、再現ＨＡＺ靭性を含めた各種特性も極めて良好である。これに対し、比較例は鋼成分や製造条件、組織などの少なくとも一つ以上が本発明の限定範囲を逸脱しているために、本発明例に対し、特性が劣っていることが分かる。すなわち、比較例１９は、Ｃ量が低いためベイナイト分率が低く、常温強度、高温強度（比）とも低い。比較例２０は、Ｃ量が高いためベイナイト分率が高く、常温強度が高い。また、母材靭性、再現ＨＡＺ靭性にも劣る。比較例２１は、Ｍｏ量が低く、加速冷却開始温度も低いため、ベイナイト分率が低いこともあって、高温強度（比）が低い。比較例２２は、Ｎｂ量が低く、加熱温度、圧延終了温度も低いことに加え、加速冷却停止温度が高いため、常温強度、高温強度（比）が低い。比較例２３は、Ｂが添加されているため、加速冷却を適用した場合、ベイナイト分率が高く、母材靭性に劣る。また、再現ＨＡＺ靭性にも劣る。比較例２４は、Ｍｎ量が高く、ＰCMも高いのに加え、１１００℃以下での累積圧下量も低いため、ベイナイト分率が高くなって４９０ＭＰａ級鋼として母材強度が過剰となり、母材靭性、再現ＨＡＺ靭性にも劣る。
【００５１】
なお、斜めｙ形溶接割れ試験におけるルート割れは、比較例２４がＰCMが本発明の限定範囲より高いとはいえ０．１８５％程度であり、いずれのケースでも発生しなかった。
【００５２】
【表１】
2006028628.tif 000002
【手続補正書】
【提出日】平成17年9月6日(2005.9.6)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５２
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００５２】
【表１】
2006028628.tif 000003
【表２】
2006028628.tif 000004
【表３】
2006028628.tif 000005