(57)【要約】【課題】板厚が５０ｍｍ以上の引張強さが７８０ＭＰａ以上９３０ＭＰａ以下である高張力鋼において、ガス切断時の割れ性に優れ、かつ、大入熱溶接にも対応できる鋼の提供。【解決手段】所定の成分からなり、かつ、（１）式が０．４５%以上０．６５％、以下、さらに（２）式が１％以上、２％以下の範囲をそれぞれ同時に満足することを特徴とするガス切断時の耐割れ性および大入熱溶接時の靭性に優れた引張強さ７８０ＭＰａ級の高張力鋼板。Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４  （１）（Ｃｕ＋Ｎｉ）−（Ｃｒ＋Ｍｏ＋５＊Ｖ＋１０＊Ｎｂ）    （２）  なお、各元素記号は、質量％を示す。【選択図】図１
2015089948.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３％以上、０．１０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上、０．５０％以下、
Ｍｎ：１．００％以上、３．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以上、２．５０％以下、
Ｎｉ：１．００％以上、２．５０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．１００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３０％以下、
Ａｌ：０．００５％以上、０．１００％以下、
Ｎ：０．００２０％以上、０．０１００％以下、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．００８０％以下、
を基本成分とし、
さらに、
Ｃｒ：０．０５％以上、０．８０％以下
Ｍｏ：０．０５％以上、０．６０％以下
Ｖ：０．００５％以上、０．１００%以下
の２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、（１）式が０．４５%以上０．６５％、以下、さらに（２）式が１％以上、２％以下の範囲をそれぞれ同時に満足することを特徴とするガス切断時の耐割れ性および大入熱溶接時の靭性に優れた引張強さ７８０ＭＰａ級の高張力鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４  （１）
（Ｃｕ＋Ｎｉ）−（Ｃｒ＋Ｍｏ＋５＊Ｖ＋１０＊Ｎｂ）    （２）
なお、各元素記号は、質量％を示す。
【請求項２】
さらに、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
Ｚｒ：０．００５％以上、０．１００％以下、
のうち１種類以上含有することを特徴とする請求項１記載のガス切断時の耐割れ性および大入熱溶接時の靭性に優れた引張強さ７８０ＭＰａ級の高張力鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建築、橋梁、タンク、などの溶接構造物を製造する場合に必要なガス切断時の割れ性に優れ、かつ、大入熱溶接が可能な引張強さがＨＴ７８０ＭＰａ級の板厚が５０ｍｍ以上となる厚手高張力鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
引張強さが７８０ＭＰａ以上を有する高張力鋼板は、貯槽タンク、クレーン、橋梁、建築などの溶接構造物として広く適用されている。これらの構造物の製作に際しては、ガス切断加工、機械加工、溶接などの工程が必要となるが、特に、引張強さが５９０ＭＰａを超える高張力鋼板を用いるに際し、一般に、ガス切断時に割れが生じやすいために、その除去に多大な手間がかかること、さらに、溶接熱影響部の靭性の低下を防止するために、入熱制限を加えるなどの制約があり、効率的な構造物の建造に支障があった。これらの制約は、最近特に適用が進んでいる７８０ＭＰａ級高張力でしかも板厚が５０ｍｍを以上となるような場合に顕著となり、広く構造物の建造に多大な支障が生じる。
過去にも高張力鋼においては、ガス切断性、大入熱溶接性の改善などでは様々な発明がなされている。その中でも溶接予熱の省略や、溶接熱影響部の靭性の改善、大入熱溶接の適用など、特に、溶接施工法を中心とした改善がなされてきた。
【０００３】
例えば、特許文献１および特許文献２には、ガス切断性と大入熱溶接性を改善した高張力鋼の製造に関する発明が開示されている。これらは、いずれも含有するＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ，Ｎｉ、Ｍｏ，Ｖ，などの焼入れ性の高い合金元素量の規制すること、およびＴｉ、Ｎ、Ｂなどの窒化物の形成を制御することを主体としたものであるが、強度レベルが５９０ＭＰａ級に限定されており、本発明の目的とする７８０ＭＰａ級の鋼の製造に適用できない。
【０００４】
また、特許文献３には、７８０ＭＰａ級（８０kgf/mm2）の引張強さを有する大入熱溶接性に優れた鋼の発明が開示されている。この発明の特徴は、炭素当量（Ｃｅｑ）を０．５％以上とするように、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ，Ｎｉ、Ｍｏ，Ｖなどの合金元素と調整するものであるが、確かに大入熱時の溶接熱影響部の靭性の改善には効果が期待できるものの、実施されている炭素当量の上限が０．５６であり、かつ、適用された板厚が４０ｍｍであること、さらに、ガス切断性については、何ら言及しておらず、本発明の目的を達成することはできない。
【０００５】
一方、特許文献４では、大入熱溶接部の靭性に優れた５９０ＭＰａ以上の鋼板の製造技術に関する発明が開示されている。その発明は、Ｃ：０．０２５〜０．０５０％、Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、Ｃｒ：１．５０〜３．５０％、Ｍｎ＋０．４Ｃｒ：２．５０〜３．００％  などを含む成分上の制約が最大の特徴であるが、実施されている板厚が１５ｍｍと薄手材であること、さらに、ガス切断性については何ら言及しておらず、本発明の目的を達成することはできない。
【０００６】
さらに、特許文献５には、引張強さが９３５ＭＰａ以上であるガス切断性に優れた厚肉高張力鋼板の発明が開示されている。この発明は，２Ｎｉ＋Ｃｒ≦３．２５、Ｃｒ＋２．５Ｍｏ≦１．８０、２Ｍｏ＋Ｎｉ≦２．０、Ｐｃｍ≦０．３０となるように合金元素を調整することで、ガス切断性を改善できる成分範囲を提示した。この発明は、ガス切断面の粗さの低減を目的としておりガス切断性の改善にはたしかに有効ではあるものの、本発明の目的である、ガス切断面の割れ性や、溶接熱影響部の靭性については、なんら言及しておらず、さらに、強度レベルも高いこともあり、この発明により本発明の目的である課題を解決することはできない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００５−３６２９５号公報  （ガス切断＋大入熱  60k)
【特許文献２】特開２００６−１９３８１０号公報  （    〃      ）
【特許文献３】特開昭６１−６６１６号公報    （大入熱  80k）
【特許文献４】特開２０１２−２４１２１４号公報    （大入熱  60k以上）
【特許文献５】特開平８−２７５３８号公報    （ガス切断性  100k）
【特許文献６】特開平５−１８６８２１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
そこで本発明の目的は、板厚が５０ｍｍ以上の引張強さが７８０ＭＰａ以上９３０ＭＰａ以下である高張力鋼において、ガス切断時の割れ性に優れ、かつ、大入熱溶接にも対応できる厚手高張力鋼板を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
一般に、７８０ＭＰａ級の強度を達成するために、Ｂを含有する高張力鋼が多く用いられる。これらＢ含有鋼は、微量のＢ添加による焼入れ性向上を利用するために、合金元素量が少なくしても焼入れ時に硬質なマルテンサイト組織およびベイナイト組織を生成できることを利用したものである。しかしながら、ガス切断によるその熱影響によっても硬化組織が形成されるので、ガス切断割れは、その硬化組織において、切断時に浸入あるいは鋼中に存在する水素が起因して発生するといわれている。現在多く用いられている高張力鋼では、Ｂをはじめとして、Ｃ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ、などの合金元素が数種類含有されている。その結果、硬化組織の形成を避けることが難しくなっており、一般的には、切断に際してあらかじめ予熱を行い、切断時の冷却中に水素を排除し割れを低減する対策が取られている。
【００１０】
一方、Ｂ含有鋼の溶接熱影響部の靭性については、入熱の上昇とともに、低下することが知られている。これは、入熱の上昇とともに、溶接後の冷却速度が低下し、焼入れ性が失われることから鋼のミクロ組織が、冷却速度の低下とともに、マルテンサイトから下部ベイナイト組織さらには上部ベイナイト組織と変化し、それにより靱性が低下するものと理解されている。したがって、その対策としては、先に述べた特許文献３に記載のように、合金元素添加量を高くして、焼入れ性を向上させ、上部ベイナイト組織の生成を抑えるなどの対策が考えられていた。しかしながら、この方法では、通常の低い入熱では硬化が顕著になり、溶接割れが発生したり、ガス切断時の割れが顕著になるなどの不具合が生じてしまう。したがって、溶接熱影響部の靭性についても、溶接熱時の冷却速度に大きく依存しない成分系が好ましく、そのためには、Ｂを含有しない成分系を適用するのが望ましい。
【００１１】
そこで、本発明者は、Ｂを含有しない７８０ＭＰａ級の高張力鋼の製造を検討した結果、その手段として、Ｃｕ析出を使う方法を採用した。なお、Ｃｕを含有した鋼強度鋼としては、例えば、特許文献６には、伸び特性の優れた引張強さ６８６ＭＰａ級以上の高強度の鋼に対する発明が開示されている。この発明の特徴は、Ｂを０．０００３％以下と、実質的に無添加とし、その代わりに、Ｃｕを２Ｗ％超〜４％添加することで、強度の向上が図れるというものである。この鋼の特徴は、Ｂを含有していないにもかからず、焼入れおよび焼戻しにより７２０ＭＰａ級〜１０００ＭＰａ級の強度レベルを達成できることにある。
【００１２】
そこで発明者らはこの原理を応用し、Ｃｕをはじめとして、他の合金元素量を調整した検討を行なった。
図１は、本発明範囲の成分と発明範囲外の成分において、引張強さに大きく影響するＣ当量を表す(１)式の値を図示したものである。なお、これらの結果は、実施例に示した鋼について、得られた結果である。この図から明らかなように、本発明範囲の成分を有する鋼では、（１）式に従い引張強さが直線的に影響を受けることが分かった。これより、板厚が５０ｍｍを超える範囲でも本発明の目標とする引張強さが７８０ＭＰａ以上、９３０ＭＰａ以下の範囲を満足する（１）式の値の範囲は、０．４５以上０．６５以下であることが分かった。
【００１３】
なお、製造法は、先の文献でも開示されているように、圧延後、直接焼入れ法を適用することで、高い強度が安定して得られることも同時に判明したので、これ以降、鋼板の製造に当たっては、後で述べる熱間圧延を実施したのち、原則的には焼戻しを適用する。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４  （１）
【００１４】
次に、本発明者らは１．０％以上のＣｕを含有した成分系を選び、引張強さが７８０ＭＰａ級となる他の成分を調整した後、耐ガス切断割れおよび大入熱時の靭性について、検討を行なった。図２にその検討結果を示す。主要元素として、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｓｉ：０．１２〜０．４２％、Ｍｎ：１．０５〜２．０５％、Ｐ：０．００２〜０．００７％、Ｓ：０．００２〜０．００４％、Ｃｕ：１．１２〜２．０５％、Ｎｉ：１．１５〜２．１０％、Ｃｒ：０〜０．７５％、Ｍｏ：０〜０．５７％、Ｖ：０〜０．０５８％、Ｎｂ：０．０１５〜０．０２５％、Ｔｉ：０．００９〜０．０１９％、Ａｌ：０．０２５〜０．０４８％、Ｎ：０．００２５％〜０．００５８％、Ｍｇ：０．０００６〜０．００４７％の範囲の鋼を溶解し、１１５０℃に加熱後、８２０℃〜９００℃の温度範囲で累積圧下率が５５％の熱間圧延を行い、その後、直ちに、直接焼入れを実施し、その後、５３０〜５６０℃の間で焼戻し処理を実施し、板厚７５ｍｍの鋼板を製造した。その鋼板において、プロパンガスを用いて、鋼板表面から火口＃５のノズルを用いて室温にて長さ６００ｍｍに渡りガス切断を行い、２４時間放置した後、浸透探傷により切断長さの中央部５００ｍｍに存在する切断割れの総延長を測定し、Ｌ（ｍｍ）として耐ガス切断割れ性の指標とした。
【００１５】
一方、同鋼板の板厚１／４ｔ部から１１ｘ１１x６５ｍｍのサイズの熱サイクル試験片を３本採取し、最高加熱温度１３５０℃（昇温時間６０ｓ、保持１０ｓ）、８００℃から５００℃までの冷却時間が４５０ｓである入熱８０ｋＪ／ｍｍ相当の大入熱溶接の熱サイクルを与え、シャルピー試験片（ＪＩＳ４号  Ｖノッチ）を加工した。その後、試験温度を０℃としてシャルピー衝撃試験を３本実施し、その平均をｖＥ0（Ｊ）として評価した。
【００１６】
図２の横軸は、今回新たに導入した指標である下式
（Ｃｕ＋Ｎｉ）−（Ｃｒ＋Ｍｏ＋５＊Ｖ＋１０＊Ｎｂ）                  （２）
により合金元素の影響を定量化し、縦軸は、ガス切断時の切断割れ総長さＬ（ｍｍ）、および熱サイクルシャルピー衝撃試験後の吸収エネルギーｖＥ０（Ｊ）である。
この図２において、横軸の意味するところを説明する。Ｃｕ、Ｎｉは、強度・靱性に必要な主要元素であり、これらを上昇させると、母材の強度および母材、熱影響部の靱性が改善する方向にある。一方、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂは炭化物を形成しやすく、焼入れ性を過度に上昇させやすい元素群であるので、これらの和を上昇させると焼入れ性を上昇させ、ガス切断性を低下させると同時に溶接熱影響部の靭性も低下させる。したがって、この両者の差異は、これらの合金元素のバランスを示しているものと推察される。
【００１７】
図２の結果から、●▲で示されたプロットは、切断割れ性の指標Ｌであり、▲で示された点を除いて、（２）式の指標が２超となると、Ｌが増加して切断割れが発生することがわかった。ところで、●と▲の差異であるが、実験後のサンプルを詳細に調査した結果、●で示された鋼には、Ｍｇが０．０００５％以上０．００７２％以下の範囲で含有され、▲で示された２鋼には、Ｍｇが０．０００２％および０．０００３％以下しか含有されていなかったことが判明した。これらは、溶解炉がマグネシウムを含むルツボで作られていたことから、このＭｇが精錬の途中でＡｌやその他の酸化剤で溶け出し、混入したものと考えられた。したがって、この●および▲両者の差異がＭｇ量により生じたものと考えると、Ｍｇを少なくとも０．０００５％以上添加すると（２）式の指標値から、それを２以上とすることで、ガス切断割れが防止できることが分かった。
【００１８】
一方、○△で示された熱サイクル衝撃吸収エネルギーの変化について見てみる。○と△の差は、ガス切断割れ性の評価と同様に、Ｍｇ含有量の差である。はじめにＭｇ含有量が高い○の変化を見ると、横軸（２）式の指標値が１以上となると、吸収エネルギーが上昇し、２を超えるとややばらつきが多くなりやや低下する傾向が見られた。それに対し、Ｍｇ含有量が低い△の２鋼については、著しく低い値ではないが、明らかに他のものより吸収エネルギーが低くなっている。すなわち、（２）式の値が１以上で、大入熱溶接熱影響部靱性が向上するが、それにＭｇが０．０００５％以上添加することで、より安定した靭性の向上が得られる結果となった。
【００１９】
上記のように、（２）式の指標値を１〜２の範囲に制約すると耐ガス切断割れ性と大入熱溶接熱影響部の靭性の両者が向上できる可能性があること、さらに、Ｍｇを０．０００５％以上添加することで、それがより確実なものとなることが判明した。なお、Ｍｇを添加でこれらの特性が向上する理由をはっきりさせるために調査を行なった。はじめにガス切断割れについて調査した結果について述べる。Ｍｇ含有量が低く、ガス切断切断割れが見られた鋼（▲で示した）について破面観察を実施した結果、疑へき開破面上にＭｎＳが多く認められた。一般にＭｎＳの存在は水素割れを助長することが知られており、特に、熱間圧延などで伸張したＭｎＳは有害である。そこで、Ｍｇが０．０００５％以上添加されたものの断面を研磨し、顕微鏡で観察した結果、伸張したＭｎＳはほとんど見られず、そのかわりに、球状のＭｇＳが観察された。以上のことから、Ｍｇを０．０００５％含有して耐ガス切断割れ性が向上するのは、球状化したＭｇＳが生成することで、鋼中のＳが減少し、伸張したＭｎＳの生成が抑制されたことによるものと考えられる。
【００２０】
次に、大入熱溶接熱影響部の靭性が向上した理由について検討した。破面観察の結果、△で示されたＭｇが低かった鋼および○の中から適当な鋼を選び、シャルピー試験片の破面観察を実施した結果、破壊起点については、特に介在物などが見られなかったが、吸収エネルギーがやや低かった△についてやや破面単位が粗いことが分かった。そこでミクロ組織観察を実施し、両者を比較した結果、わずかながら旧オーステナイト粒がやや細粒となっていることが分かった。なお、先に述べＭｎＳの低減も靭性を向上させる要因でもあると考えると、ＭｇＳにより耐ガス切断割れ性および溶接熱影響部の靭性も同時に向上したことは、その理由も明らかとなった。なお、Ｍｇの添加は、ルツボからの混入ではなく、工業的には、Ｍｇ合金を作成して、ワイヤーおよび粉体として添加することがで、従来の製鋼設備でも生産できると考える。
【００２１】
このように、本発明の目的は、ガス切断時の割れ性に優れ、かつ、大入熱溶接が可能な引張強さがＨＴ７８０ＭＰａ級の板厚が５０ｍｍ以上となる厚手高張力鋼およびその製造法を提供することであって、その要旨とするところは、
（１）質量％で、
Ｃ：０．０３％以上、０．１０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上、０．５０％以下、
Ｍｎ：１．００％以上、３．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以上、２．５０％以下、
Ｎｉ：１．００％以上、２．５０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．１００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３０％以下、
Ａｌ：０．００５％以上、０．１００％以下、
Ｎ：０．００２０％以上、０．０１００％以下、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．００８０％以下、
を基本成分とし、
さらに、
Ｃｒ：０．０５％以上、０．８０％以下
Ｍｏ：０．０５％以上、０．６０％以下
Ｖ：０．００５％以上、０．１００%以下
の２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、（１）式が０．４５%以上、０．６５％、以下、さらに（２）式が１％以上、２％以下の範囲をそれぞれ同時に満足することを特徴とするガス切断時の耐割れ性および大入熱溶接時の靭性に優れた引張強さ７８０ＭＰａ級の高張力鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４  （１）
（Ｃｕ＋Ｎｉ）−（Ｃｒ＋Ｍｏ＋５＊Ｖ＋１０＊Ｎｂ）    （２）
なお、各元素記号は、質量％を示す。
【００２２】
（２）さらに、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００３０％以下、
Ｚｒ：０．００５％以上、０．１００％以下、
のうち１種類以上含有することを特徴とする請求項１記載のガス切断時の耐割れ性および大入熱溶接時の靭性に優れた引張強さ７８０ＭＰａ級の厚手高張力鋼板。
【発明の効果】
【００２３】
本発明によれば、降伏強度が６７０Ｎ／ｍｍ2以上、８７０Ｎ／ｍｍ2以下、引張強さが７８０ＭＰａ級（７８０Ｎ／ｍｍ2以上、９４０Ｎ／ｍｍ2以下）を有する高張力鋼を溶接する際、応力除去焼鈍を実施したとしても高いＣＴＯＤ特性を得ることができる鋼板、あるいは、溶接継手の提供が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】引張強さと（１）式の値との関係を示すグラフである。
【図２】ガス切断時の切断割れ総長さＬ（ｍｍ）及び熱サイクルシャルピー衝撃試験後の吸収エネルギーｖＥ０（Ｊ）と、（２）式の値との関係を示すグラフである。
【００２５】
一方、同鋼板の板厚１／４ｔ部から１１ｘ１１x６５ｍｍのサイズの熱サイクル試験片を３本採取し、最高加熱温度１３５０℃（昇温時間６０ｓ、保持１０ｓ）、８００℃から５００℃までの冷却時間が４５０ｓである入熱８０ｋＪ／ｍｍ相当の大入熱溶接の熱サイクルを与え、シャルピー試験片（ＪＩＳ４号  Ｖノッチ）を加工した。その後、試験温度を０℃としてシャルピー衝撃試験を３本実施し、その平均をｖＥ0（Ｊ）として評価した。図の横軸は、下式
（Ｃｕ＋Ｎｉ）−（Ｃｒ＋Ｍｏ＋５＊Ｖ＋１０＊Ｎｂ）                  （２）
により合金元素の影響を定量化し、縦軸は、ガス切断時の切断割れ総長さＬ（ｍｍ）、および熱サイクルシャルピー衝撃試験後の吸収エネルギーｖＥ０（Ｊ）である。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の鋼成分の限定理由を述べる。
【００２７】
Ｃは、母材の強度を改善する元素であり、本発明の目的とする強度を達成するためには、０．０３％以上、好ましくは０．０５％以上添加する必要があるが、多量の添加は溶接熱影響部の硬さを上昇させると同時にその靭性を低下させるので、０．１０％にその上限を制限する。
【００２８】
Ｓｉは、脱酸元素として添加され不可避的に０．０１％以上の添加を許容するが、その上限を０．５０％以下に制限する。なお、あまり、低いと脱酸に影響を与える可能性があるので、好ましくはその下限値を０．１％程度とする。
【００２９】
Ｍｎは、脱酸に有効な元素であるとともに、強度も改善するので、１．０％以上の添加が許容されるが、過剰な添加は、焼戻し脆化による応力除去焼鈍後の靭性を損なう恐れがあるので、その上限を３．０％とする。
【００３０】
Ｃｕは、本発明においては、主要な元素であり、強度の改善のために１．０％以上の添加が必要となるが、過剰に添加されると鋼板表面での割れや母材の靭性が低下する懸念があることから、その上限を２．５％とする。
【００３１】
Ｎｉは、靭性の改善に有効な元素であり、１．０％以上の添加が必要であるが、過剰に添加されると焼入れ性の過度の上昇を招き、耐ガス切断割れ性が低下する懸念があることから、その上限を２．５％とする。
【００３２】
Ｎｂは、本発明においては、スラブ加熱時および圧延終了時の結晶粒の微細化に顕著に効果がある元素として添加され、これを通じて母材の強度靱性を上昇させる。そのために、０．００５％以上の添加が必要となるが、過剰な添加は、粗大な炭窒化物を形成して母材靭性などを阻害する可能性があることから、その上限を０．１００％とする。
【００３３】
Ｔｉは、本発明においては、スラブ加熱および溶接熱影響部の結晶粒を細粒化する元素であり、母材および溶接熱影響部の靭性が向上する。したがって、０．０００５％以上の添加が有効である。ただし、過剰に添加されるとＮｂのように、粗大な析出物を形成して母材靭性を阻害する可能性があるので、その上限を０．０３００％に制限する。
【００３４】
Ａｌは、脱酸に有用な元素であると同時に、窒化物を形成して焼入れにおける結晶粒径の細粒化に有効な元素である。本発明においては、０．００５％以上の添加が必要となるが、過剰に添加されると粗大な窒化物を形成し、母材および溶接熱影響部の靭性を粗阻害する恐れがあることからその上限を０．１００％とする。
【００３５】
Ｎはガス成分として不可避的に混入するが、窒化物を形成して溶接熱影響部の結晶粒径の細粒化に有効な元素でもある。従って、０．００２％以上の添加が好ましいが、過剰に添加されると窒化物の粗大化を招くと同時に、溶接ままでの溶接熱影響部の靭性を低下させるので、その上限を０．０１００％とする。
【００３６】
Ｍｇは、先に説明されたように、耐ガス切断割れ性と大入熱溶接熱影響部部の靭性の両方を向上させるのに有効な元素である。特に、０．、０００５％以上の添加を必要とするが、０．００８０％を超えて添加されると精錬時に粗大な硫化物を形成する懸念があることから、それを上限とする。
【００３７】
ＰおよびＳは、鋼中に含まれる不純物元素であり、その含有量は少ないほど好ましい。本発明においては、Ｐの上限は０．０２％以下、好ましくは０．００８％以下である。Ｓの上限は０．０１％以下、好ましくは、０．００５％以下に制限する。
【００３８】
さらに、本発明では、主として強度の改善のために、Ｃｒ，Ｍｏ、Ｖの２種以上が添加される。
【００３９】
Ｃｒは、焼入れ性の改善と同時に、焼戻し時の析出強化により強度の改善に有効な元素である。従って添加しても良いが、０．０５％以上の添加が有効であるが、過剰に添加されると母材および溶接熱影響部における靭性が低下する恐れがあることから、その上限を０．８０％とする。
【００４０】
ＭｏもＣｒと同様に焼入れ性の改善と同時に、焼戻し時の析出強化により強度の改善に有効な元素であり、Ｃｒの下限と同等の添加が許容される。しかしながら、過剰に添加されると、特に溶接熱影響部における応力除去焼鈍後の靭性が低下する恐れがあり、耐ガス切断割れ性に悪影響があることから、その上限を０．６０％とする。
【００４１】
ＶもＭｏと同様に、焼入れ性、析出強化に寄与する有効な微量元素であり、０．００５％以上の添加を必要とする。しかしながら、過剰の添加は、母材靭性および溶接熱影響部の応力除去焼鈍後の靭性を阻害する恐れがあることから、その上限を０．１００％とする。
【００４２】
さらに、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒの中から、１種類以上の添加が許される。
【００４３】
Ｃａは、鋼板の硫化物を球状化して、靱性にとって有害なＭｎＳの影響を軽減する効果があり、この目的のため０．０００１％以上添加しても良い。しかし多量の添加は溶接性を損なう懸念があり、その上限を０．００３０％以下に制限する。
【００４４】
ＲＥＭは、酸化物を形成して、溶接熱影響部の靭性の向上に効果があることから、本発明においても０．０００１％以上添加しても差し支えがない。しかし多量の添加は粗大な酸化物を形成し、かえって靭性の低下を招くのでその上限をそれぞれ０．００３０％以下に制限する。
【００４５】
Ｚｒは、Ｔｉと同様に窒化物を形成し、スラブ加熱時および溶接熱影響部の結晶粒の微細化に有効な元素であり、０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．１０００％超の添加で粗大な析出物を形成し靱性を阻害する恐れがあるので、その上限を０．１０００％とする。
【００４６】
以上の個々の元素の限定に加えて、本発明においては、（１）式および（２）式で規定される指標から、その範囲を限定する。（１）式についは、Ｃｅｑとして母材の強度に関するものであり、７８０ＭＰａ級の引張強さを得るためには０．４５以上が必要であるが、０．６５を超えると溶接熱影響部の靭性が低下する懸念があることから、それを上限とする。（２）式における指標は、図２にて詳細に説明されたように、耐ガス切断割れ性および大入熱溶接熱影響部の靭性を両立する範囲から、１以上２以下と限定する。
【００４７】
次に、これらの成分を有する鋼を鋼板として製造するためには、通常用いられる鉄鋼製品の製造法を用いる。すなわち、転炉法および電炉法および二次精錬設備で精錬された後、連続鋳造あるいは造塊分塊によりスラブを製造する。本発明ではＭｇが添加されるが、Ｍｇは酸化物を生成しやすいので、Ｍｇの添加に先立ちＳｉ，Ａｌなど脱酸元素を添加しておき、その後、Ｍｇを添加した方が微細なＭｇＳが生成しやすく、その結果溶接熱影響部のミクロ組織が細粒化しやすくなり、靱性の向上に好ましい。
【００４８】
その後、スラブ加熱炉により通常９００℃〜１２５０℃に加熱された後、熱間圧延により所定の板厚まで圧延され、その後加速冷却設備などで水冷する。スラブ加熱に際しては、制約を設けるものではないが、好ましくは、１１５０℃以下とすると結晶粒径の粗大化を防止し、細粒化しやすいので強度が改善しやすい。熱間圧延に際しては、仕上げ圧延温度を９００℃以下で累積圧下率を４０％以上となるように規制する。これは、熱間圧延終了後の冷却に先立ち、オーステナイト結晶粒の微細化を図り、冷却後のミクロ組織の強度の向上に必要なプロセスである。したがって、４０％未満となると、母材の引張強度が低下する。圧延後後直ちに水冷されるが、冷却時の冷却速度は、設備、板厚に依存するので、制約を設けるものではないが、好ましくは、２℃/ｓ以上、より好ましくは、５℃／ｓ以上とする。その場合の水冷を開始する温度は、Ａｒ３変態点以上であることが必要であるが、好ましくは、８００℃以上とする。水冷停止は、フェライト変態が完全に停止するまで実施されればよく、１５０℃以下とする。
【００４９】
なお、加速冷却が実現できない場合は、圧延後、空冷した後、通常の焼入れ処理を実施しても良い。なお、その場合の焼入れ温度は、Ａｃ３変態点以上であるが、あまり高すぎるとオーステナイト結晶粒径が粗大化して、母材の靭性が低下する懸念があるので好ましくは、９５０℃以下とする。その後、水冷されるが、その場合の冷却開始温度は、Ａｒ３変態点以上、好ましくは、８００℃以上から実施される通常の焼入れ処理とする。
【００５０】
上記の様に焼入れされた鋼板は、通常、焼戻し処理が実施されるが、必要に応じて中間焼入れ処理および焼戻し処理を実施しても良い。焼戻し処理は、Ａｃ１変態点以下の温度で加熱し冷却される工程であり、圧延ままの鋼板の強度レベルを調整する目的で実施される。中間焼入れ処理および焼戻し処理は、本発明の効果を損なうことなく、引張強さを低減することなく降伏比を低減することを目的とした処理である。具体的には、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下に加熱しその後、水冷する中間焼入れ処理を行い、さらにそれに焼戻しを加えることで、中間焼入れ後に生成した、十分に軟化が進んだフェライトと、中間焼入れ時に部分的にオーステナイトに変態し、冷却により硬化組織となった硬質相との二相組織の形成を目的とする。その結果、焼戻し後の強度特性は、引張強さは焼入れ組織と変わらない該、降伏強度が低くなることから、建築構造物などに適用される鋼材に必要な降伏比を低減する効果が期待できる。したがって、本発明においてそれらを適用しても本発明の効果を何ら阻害するものではない。
なお、本圧延後の鋼板に、一般に実施される焼入れ処理を施すことは、熱間圧延時に生成した細粒フェライト(一部、ベイナイト）を主体とする組織を消滅させ、引張強さを低下させることになるので、適用すべきでない。
【実施例】
【００５１】
表１に示す化学成分を有するＡ１〜Ａ１０およびＢ１〜Ｂ３１の鋼を溶製して得られた鋼片を、表２に示す試験番号１〜１１の本発明鋼と試験番号１２〜４４の比較例それぞれの条件により、板厚５０〜１００ｍｍの鋼板を製造した。
【００５２】
【表１】
2015089948.tif 000003
【００５３】
【表２】
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【００５４】
製造にあたっては、加熱温度１１００〜１２５０℃、その後９００℃以下の累積圧下率が２５〜６０％となるような熱間圧延を施し、その後、加速冷却設備によりただちに１５０℃以下まで水冷した。その後、焼戻し処理（Ｔ）あるいは、中間焼入れ処理（Ｌ）および焼戻し処理（Ｔ）を施し、供試鋼板とした。
その後、すべての鋼板からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に規定の１４号引張試験片を板厚１／４ｔから採取して、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に規定の引張試験を実施し、その試験の結果から、降伏強さもしくは、０．２％耐力、さらに、引張強さを求めた。なお、得られた引張強さが７８０Ｎ／ｍｍ２以上、９２０Ｎ／ｍｍ２以下を合格と判定した。
【００５５】
一方、耐ガス切断性については、プロパンガスを用いて、鋼板表面から火口＃５のノズルを用いて室温にて長さ６００ｍｍに渡りガス切断を行い、２４時間放置した後、浸透探傷により切断長さの中央部５００ｍｍに存在する切断割れの総延長を測定し、Ｌ（ｍｍ）として耐ガス切断割れ性の指標とした。これらの数値に基き、Ｌが５ｍｍ以下の軽微な割れの場合を合格とし、それ以外のＬが長い場合を不合格と判定した。
【００５６】
次に、大入熱溶接熱影響部のＨＡＺ靭性については、板厚の差が生じないように、再現熱サイクル試験により評価することとした。すなわち、それぞれの鋼板の板厚１／４ｔ部から１１ｘ１１x６５ｍｍのサイズの熱サイクル試験片を３本づつ採取し、最高加熱温度１３５０℃（昇温時間６０ｓ、保持１０ｓ）、８００℃から５００℃までの冷却時間が４５０ｓである入熱８０ｋＪ／ｍｍ相当の大入熱溶接の熱サイクルを与え、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠した衝撃試験片シャルピー試験片（ＪＩＳ４号  Ｖノッチ）を加工した。その後、試験温度を０℃にてシャルピー衝撃試験を３本実施し、その平均をｖＥ０（Ｊ）として靱性の指標とした。なお、その値において、４５Ｊ以上を合格と判定し、それ以下を不合格とした。
【００５７】
なお、表１において、下線で示した化学成分、（１）式の値および（２）式の値は本発明範囲外であることを示し、参考までに、Ａ３点の値を示してある。なお、このＡｃ３点は、邦武らによって報告された  鉄と鋼  第５１年（１９６５）第１１号２００６頁に記載の式により計算されたものである。また、表２中で下線で示した数値は、製造条件が本発明外であること、あるいは特性が目標値を満足していないものを示している。
【００５８】
表２の試験番号１〜１１においては、鋼の成分および溶接条件がすべて本発明範囲内である。これらの鋼はいずれも母材の引張強さ、耐ガス切断割れ性および熱サイクル試験により求めた大入熱溶接熱影響部の靭性が良好である。これに対し、試験番号１２以降の例は、化学成分あるいは、製造法のいずれかが本発明範囲を逸脱している比較例であり、以下、詳細に説明する。
【００５９】
試験番号１２は、化学成分は本発明内であるが、熱間圧延時、９００℃以下での累積圧下率が２５％と本発明範囲を低い側に逸脱した例である。その結果、引張強さが目標値を満足していない。試験番号１３も同じく、化学成分は本発明内であるが、製造プロセスにおいて、仕上げ圧延の開始温度が９５０℃と高めにはずれたた例である。この場合、熱間圧延時の細粒化効果が高い圧延温度のために失われてしまったので、試験番号１２と同様に引張強さが目標値より低くなっている。
【００６０】
試験番号１４、１７、２１、２３、２８、３０、３２、３４および３６は本発明の主要元素が低くはずれた例を示している。この中で、試験番号１４、１７、２１および２８は、それぞれＣ、Ｍｎ、ＣｕおよびＮｂが低くはずれた例であり、いずれも引張強さが目標を満足していない。一方、試験番号２３、３０、３２および３６は、それぞれ、Ｎｉ、Ｔｉ、ＡｌおよびＮが低くはずれた例である。これらはすべて、大入熱溶接熱影響部の靭性が低い。さらに、試験番号３４は、Ｍｇが低くはずれた例である。この場合、耐ガス切断割れ性が目標を満足しておらず、溶接熱影響部靱性も目標値を満足しているものの、十分に高いとは言えない。
【００６１】
逆に、試験番号１５、１６、１８、１９、２０、２２、２４、２５、２６、２７、２９、３１、３３、３５および３７は、いずれの成分も本発明範囲を超えて添加された例である。この中で、試験番号１５、１６、１８、２５、２６、２７および２９は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂが本発明範囲を超えたものである。これらの添加は強度改善には有効であるものの、過剰な添加は、大入熱時の溶接熱影響部靱性を阻害するものであり、すべて、吸収エネルギーが目標値を満足していない。さらに、試験番号３１、３３、３５および３７は、それぞれ、Ｔｉ、Ａｌ、ＭｇおよびＮが高くはずれて添加されたものである。これらの元素の過剰な添加は、粗大な析出物、介在物を形成することから、溶接熱影響部の靭性を阻害することからすべての鋼で吸収エネルギーが低い。試験番号１９および２０は、Ｐ、Ｓが高くはずれた例である。これらは不純物元素であることから、溶接熱影響部の靭性を阻害するため、これらの吸収エネルギーが目標を満足していない。さらに、試験番号２２および２４はＣｕおよびＮｉが高くはずれた例である。その結果、両者ともに（２）式の値も発明範囲を超えており、その結果、耐ガス切断割れ性が満足できないと同時に、２２については、溶接熱影響部の靭性も低い。
【００６２】
次に、個々の成分については本発明範囲ではあるものの、（１)式および（２)式が単独および同時に逸脱した例を示す。すなわち、試験番号３８および３９は、（１)式が本発明範囲を満足していない例であり、試験番号３８は低くはずれた例、試験番号３９は高くはずれた例である。その結果、母材の強度が目標値がいずれも満足していない。試験番号４０および４１は、（２)式が本発明範囲を逸脱した例であり、試験番号４０は低くはずれたもの、試験番号４１は高くはずれた例である。その結果、試験番号４０では、溶接熱影響部の靭性が低く、試験番号４１では、耐ガス切断割れ性が目標を満足しない。さらに、試験番号４２は、（１）式および（２)式が同時に低くはずれた例である。その結果、母材強度が低く、かつ溶接熱影響部の靭性も低い。試験番号４３は（１）式が高くはずれ、かつ（２)式が低くはずれた例である。この場合、母材強度が目標値を高くはずれており、かつ、溶接熱影響部の靭性も低い。最後に、試験番号４４は（１） 式と（２)式が同時に高くはずれた例である。その結果、母材強度が高くはずれてしまい、耐ガス切断割れ性も低下している。
【図１】
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【図２】
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