(57)【要約】【課題】合金元素の添加量を増やすことなく、溶接部の靭性特性に優れると共に母材の強度・靭性特性にも優れる高張力鋼の有利な製造方法を提案する。【解決手段】Ｃ：０．０５〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０〜２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．３〜２．０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３０〜０．００６５ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％を含み、かつ、Ｃａ，Ｏ，Ｓの各含有量は下記式を満たして含有する鋼素材を１０５０〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上における累積圧下率が３０％以上かつ９５０℃未満における累積圧下率が３０〜７０％となる熱間圧延を施し、熱間圧延終了温度から６００〜４５０℃間の前段冷却を５〜２０℃／ｓｅｃ、続く該前段冷却停止温度から４５０℃未満〜２００℃間の後段冷却を１〜５℃／ｓｅｃ未満で冷却する。記０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）＜１ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。【選択図】        図１
2004263248.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０５〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：１．０〜２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％、
Ｎｉ：０．３〜２．０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．００３０〜０．００６５ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％
を含み、かつ、Ｃａ，Ｏ，Ｓの各含有量は下記式を満たして含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を１０５０〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上かつ９５０℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜７０％となる熱間圧延を施し、熱間圧延終了温度から６００〜４５０℃間の冷却停止温度までの前段冷却を５〜２０℃／ｓｅｃの冷却速度で、続く該前段冷却停止温度から４５０℃未満〜２００℃間の冷却停止温度までの後段冷却を１〜５℃／ｓｅｃ未満の冷却速度で冷却することを特徴とする溶接部のＣＴＯＤ特性に優れる高張力鋼の製造方法。
記
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）＜１
ただし、Ｃａ，ＯおよびＳは各成分の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、
Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下、
Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．０５ｍａｓｓ％以下、
Ｃｒ：０．７ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．７ｍａｓｓ％以下
から選ばれる少なくとも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に記載の高張力鋼の製造方法。
【請求項３】
前記冷却後の鋼に、さらに４５０〜６００℃で焼戻し処理を施すことを特徴とする請求項１または２に記載の高張力鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接部のＣＴＯＤ特性に優れる高張力鋼の製造方法に関し、特に降伏強さが３５５Ｎ／ｍｍ２（ＭＰａ）以上の、海洋構造物やラインパイプ、圧力容器などに用いられ、多層溶接が施される高張力鋼の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
海洋構造物等に用いられる鋼は、溶接接合により所望の形状の構造物に仕上げられる。そのためこれらの鋼には、構造物の安全性の観点から、母材自体の靭性はもちろん、溶接継手の溶接部（溶接金属や熱影響部）の靭性にも優れることが要求される。
【０００３】
鋼の靭性特性の評価基準としては、従来、シャルピー試験による吸収エネルギーが主に用いられてきた。しかし近年では、より信頼性を増すために、き裂開口変位試験（ｃｒａｃｋ  ｔｉｐ  ｏｐｅｎｉｎｇ  ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ  ｔｅｓｔ、以降「ＣＴＯＤ試験」と略記する）が要求されることが多い。この試験は、疲労予き裂を評価部に発生させた試験片を３点曲げ試験して破壊直前のき裂底の口開き量（塑性変形量）を測定し、脆性破壊の発生抵抗を評価するものである。
【０００４】
ところで、上記鋼について、板厚が厚い鋼の溶接は、多層溶接により施工されるが、このような溶接では、熱影響部は複雑な熱履歴を受けるため、局所脆化域が発生し易く、特にボンド部（溶接金属と母材との境界）や２相域再熱部（１サイクル目で粗粒となり、２サイクル目でαとγの２相域に加熱される領域）の靭性の劣化が問題となる。ボンド部は、溶融点直下の高温に曝されるため、オーステナイト粒が最も粗大化し、引き続く冷却により、脆弱な上部ベイナイト組織に変態し易いからである。また、ボンド部には、ウッドマンステッテン組織や島状マルテンサイトといった脆化組織も生成するため、靭性はさらに劣化する。
【０００５】
その対策としては、例えば、鋼中にＴｉＮを微細分散し、オーステナイトの粗大化を抑制したり、フェライト変態の核として利用したりする技術が実用化されている。さらに，特許文献１や特許文献２には、希土類元素（ＲＥＭ）をＴｉと複合添加して鋼中に微細粒子を分散させることにより、オーステナイトの粒成長を防止し、溶接部の靭性を向上する技術が開示されている。その他に、Ｔｉの酸化物を分散させる技術やＢＮのフェライト核生成能を酸化物分散と組み合わせる技術、さらには、ＣａやＲＥＭを添加することにより硫化物の形態を制御し高靭性を得る技術も提案されている。
【０００６】
一方、上記２相域再熱部、即ち最初の溶接時に溶融点直下の高温に曝された領域が、続く重ね溶接時の再加熱によりフェライトとオーステナイトの２相域となる領域が最も脆化する。これは、２パス目以降の再加熱により、オーステナイト領域に炭素が濃化し、これが冷却中に、島状マルテンサイトを含む脆弱なべイナイト組織を生成し、靭性を劣化させるからである。この対策として、特許文献３には、低Ｃ、低Ｓｉ化することにより島状マルテンサイトの生成を抑制し、さらにＣｕを添加することにより母材強度を確保する技術が開示されている。
【０００７】
【特許文献１】特公平０３−０５３３６７号公報
【特許文献２】特開平６０−１８４６６３号公報
【特許文献３】特開平０５−１８６８２３号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上述した熱影響部の靭性が劣るという問題は、上記従来技術によりある程度の改善がなされたものの、まだ幾つかの解決すべき問題点が残されている。例えば、ＴｉＮを利用する技術では、ＴｉＮが溶解する温度域に加熱されるボンド部においてはその作用がなくなり、さらに、固溶Ｔｉおよび固溶Ｎによる基地組織の脆化によって著しい靭性の低下が起こることがある。また、Ｔｉの酸化物を利用した技術では、酸化物の微細分散が十分均質にできないという問題がある。さらに近年の構造物や船舶等の大型化にともない、使用される鋼材は、より高強度化、厚肉化が進められている。高強度化、厚肉化のためには、特許文献３の技術とは逆に合金元素の添加が有効である。しかしその反面、合金元素の添加は、熱影響部の靭性の低下を招くという問題点を有している。
【０００９】
本発明の目的は、上記従来技術が抱える問題点を解決し、合金元素の添加量を増やすことなく、熱影響部の靭性特性に優れるとともに母材の強度・靭性特性にも優れる高張力鋼の有利な製造方法を提案することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、高張力鋼の熱影響部の靭性を改善するとともに母材の強度・靭性をも向上することができる方法について鋭意検討した。その結果、熱影響部の靭性劣化は、脆化組織の生成に起因していることがわかった。そこで、熱影響部を高靭性化するためには、高温に加熱された領域におけるオーステナイト粒の粗大化の抑制と、その冷却時におけるフェライト変態を促進するための変態核を微細分散させることが有効であり、この点、従来技術はこうした対策が不十分になっていることがわかった。
【００１１】
そこで、発明者らは、上記脆化組織の生成を抑制する方法についてさらに検討した結果、硫化物の形態制御のために添加しているＣａの添加量を適正範囲に制御することが有効であることを見出した。また、熱影響部のＣＴＯＤ特性を向上するためには、Ｎｉの添加が有効であることも見出した。
【００１２】
さらに、母材の強度・靭性特性に及ぼす圧延条件の影響について検討したところ、圧延後の冷却を、冷却速度が大きい前段冷却と小さい後段冷却からなる２段冷却とし、それぞれの冷却速度を制御すれば、鋼板組織がアシキュラ−フェライト主体の組織となり、母材の強度・靱性に優れた高張力鋼を製造できることを見出した。
【００１３】
このような知見に基づいて完成した本発明は、Ｃ：０．０５〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０〜２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．３〜２．０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３０〜０．００６５ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％を含み、かつ、Ｃａ，Ｏ，Ｓの各含有量は下記式を満たして含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を１０５０〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上かつ９５０℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜７０％となる熱間圧延を施し、熱間圧延終了温度から６００〜４５０℃間の冷却停止温度までの前段冷却を５〜２０℃／ｓｅｃの冷却速度で、続く該前段冷却停止温度から４５０℃未満〜２００℃間の冷却停止温度までの後段冷却を１〜５℃／ｓｅｃ未満の冷却速度で冷却することを特徴とする溶接部のＣＴＯＤ特性に優れる高張力鋼の製造方法を提案する。
記
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）＜１
ただし、Ｃａ，ＯおよびＳは各成分の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。
【００１４】
また、本発明の製造方法においては、上記成分組成に加えてさらに、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．７ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．７ｍａｓｓ％以下から選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有することが好ましい。
【００１５】
さらに、本発明においては、上記冷却後の鋼に、さらに４５０〜６００℃で焼戻し処理を施すことことが好ましい。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明の基本的な技術思想について説明する。
本発明の第１の特徴は、熱影響部の靭性を向上するために、硫化物の形態制御を目的として添加されるＣａの化合物であるＣａＳの晶出を有効に利用するところにある。このＣａＳは、酸化物に比べて低温で晶出するため、均一に微細分散することができる。そして、Ｃａ，Ｓの添加量および添加時の溶鋼中の溶存酸素量を適性範囲に制御することによって、ＣａＳ晶出後でも固溶Ｓが確保され、ＣａＳの表面上にＭｎＳが析出する。このＭｎＳは、フェライト核生成能があることが知られており、さらに析出したＭｎＳの周囲には、Ｍｎの希薄帯が形成されるので、フェライト変態がより促進される。しかも、析出したＭｎＳ上には、ＴｉＮ，ＢＮ，ＡｌＮ等のフェライト生成核が析出するので、よりいっそうフェライト変態が促進される。
【００１７】
上記の技術によって、高温でも溶解しないフェライト変態生成核を微細分散させ、溶接熱影響部の組織を微細なフェライトパーライト化し、高靭性化することができる。また、多層溶接時の熱サイクルにより２相域に再加熱される領域についても、最初の溶接による熱影響部の組織を微細化することで、未変態の領域の靭性が向上し、かつ再変態するオーステナイト粒が微細に生成するので、劣化の度合いを抑制することができるという効果がある。
【００１８】
本発明の第２の特徴は、熱影響部の靭性特性を改善するために、素材成分としてＮｉを必須の成分として含有させるところにある。この点について、発明者が行った実験の結果に基づき説明する。
Ｃ：０．０８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．５ｍａｓｓ％を基本成分とし、Ｎｉ添加量を変化させた鋼スラブを、熱間圧延により２５ｍｍｔの厚鋼板とした。これに入熱４．５ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接を施し、−１０℃において、ボンド部のＣＴＯＤ試験を実施した。
【００１９】
上記試験の結果を図１に示す。この図から、Ｎｉ添加量の増加とともにＣＴＯＤ特性が著しく向上することがわかる。これは、最初の溶接におけるミクロ組織を微細にする効果と、続く、多層溶接によって２相域に加熱される領域に生成する、靭性に有害な島状マルテンサイトの生成量を低下させる効果があるからと考えられる。
【００２０】
本発明の第３の特徴は、鋼材圧延後の冷却を、前段冷却と後段冷却の２段階に分けて制御し、後段冷却より前段冷却の冷却速度を大きくするところにある。この点についても、実験結果を基に説明する。
Ｃ：０．０８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．４ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．４ｍａｓｓ％を基本成分とする鋼スラブを、１１５０℃に加熱後、９５０℃以上の累積圧下率を４０％、９５０℃未満での累積圧下率を５０％、圧延終了温度を８５０℃とする熱間圧延を行った後、圧延終了から５００℃までを冷却速度２〜２５℃／ｓで冷却する前段冷却の後、３５０℃までを冷却速度３℃／ｓで冷却する後段冷却を行い、その後、空冷して１０〜５０ｍｍｔの厚鋼板とした。この厚鋼板について、アシキュラ−フェライト組織の面積率、引張特性および−４０℃における靱性（シャルピー吸収エネルギー）を調査した。
【００２１】
図２は、母材強度およびアシキュラ−フェライト面積率に及ぼす前段冷却の冷却速度の影響を示したものである。この図から、前段冷却の冷却速度が増すに伴って強度が上昇し、靱性が低下する傾向があり、一方、アシキュラ−フェライト組織の面積率は、冷却速度の増大とともに上昇するが、おおよ１０℃／ｓ以上では勾配が緩やかになる。このように、前段冷却の冷却速度をある速度以上に高めることにより、比較的高温で生成するポリゴナルフェライトを抑制してアシキュラ−フェライト主体の組織とし、強度−靱性バランスに優れた鋼板を製造できることがわかった。
【００２２】
次に、本発明において、各成分の組成範囲を限定した理由について説明する。
Ｃ：０．０５〜０．１５ｍａｓｓ％
Ｃは、構造用鋼として必要な強度を得るためには０．０５ｍａｓｓ％以上含有させる必要があり、逆に多過ぎると、溶接割れの発生を助長するので上限を０．１５ｍａｓｓ％とする必要がある。好ましくは、０．０５〜０．１２ｍａｓｓ％である。
【００２３】
Ｓｉ：０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、脱酸成分として０．０５ｍａｓｓ％以上添加する必要があり、一方、０．５０ｍａｓｓ％を超えると、母材の靱性を劣化させるため０．５０ｍａｓｓ％以下に制限する必要がある。
【００２４】
Ｍｎ：１．０〜２．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、母材の強度を確保するために１．０ｍａｓｓ％以上添加する必要があり、一方、２．０ｍａｓｓ％を超えると、溶接部の靱性を著しく劣化させるため、２．０ｍａｓｓ％以下とする必要がある。好ましくは、１．２〜１．８ｍａｓｓ％である。
【００２５】
Ｐ：０．０１５ｍａｓｓ％以下
Ｐは、０．０１５ｍａｓｓ％を超えると、溶接部の靱性を劣化させるため、０．０１５ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは、０．０１２ｍａｓｓ％以下である。
【００２６】
Ｓ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｓは、０．００５０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、母材および溶接部の靱性を劣化させるため、０．００５０ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは、０．００３５ｍａｓｓ％以下である。
【００２７】
Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために、０．００５ｍａｓｓ％以上含有させる必要があり、一方、０．０６ｍａｓｓ％を超えて含有すると、母材の靱性を低下させるとともに溶接時の希釈により溶接金属部に混入し靱性を劣化させるため、０．０６ｍａｓｓ％以下に制限する必要がある。
【００２８】
Ｎｉ：０．３〜２．０ｍａｓｓ％、
Ｎｉは、鋼の強度および溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性の向上に有効な元素である。この効果は、０．３ｍａｓｓ％以上の添加によって発揮されるが、高価であるため、上限を２．０ｍａｓｓ％とする。
【００２９】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％
Ｔｉは、凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接部におけるオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となって高靱性化に寄与する。０．００５ｍａｓｓ％未満ではその効果が少なく、一方、０．０２ｍａｓｓ％を超えると、ＴｉＮ粒子の粗大化によって期待した効果が得られなくなる。
【００３０】
Ｎ：０．００３０〜０．００６５ｍａｓｓ％
Ｎは、ＴｉＮを必要量、確保するために必須の元素であり、十分なＴｉＮ量を得るためには０．００３０ｍａｓｓ％以上が必要である。一方、０．００６５ｍａｓｓ％を超えると、溶接時の加熱によってＴｉＮが溶解する領域における固溶Ｎ量を増加し、靱性を著しく低下させるため、０．００６５ｍａｓｓ％以下に制限する。
【００３１】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％
Ｃａは、Ｓを固定によることにより靱性を改善する効果を有する。このような効果を発揮させるためには少なくとも０．０００５ｍａｓｓ％は含有することが必要である。しかし、０．００３０ｍａｓｓ％を超えて含有してもその効果が飽和するため、Ｃａは、０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％の範囲に限定する。
【００３２】
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）＜１
ＣａおよびＳは、高温でも溶解しないフェライト変態生成核を微細分散させるためには、次式；
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）＜１
ここに、Ｃａ，Ｏ，Ｓ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）
の関係を満足するよう含有する必要がある。上記式における、（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）は、硫化物形態制御に有効なＣａ濃度とＳとの原子濃度の比を示す値であり、硫化物の形態を推定することができる（拝田他、「鉄と鋼」、日本鉄鋼協会、第６６年（１９８０）、第３号、ｐ．３５４〜３６２）。この式を満たした場合には、ＣａＳ上にＭｎＳが析出し、複合硫化物の形態となる。一方、（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）≦０の場合には、ＣａＳが晶出しないために、ＳはＭｎＳ単独の形態で析出する。このＭｎＳは、鋼板圧延時に伸長されて、母材の靱性の低下を引き起こすとともに、本発明の主眼である溶接熱影響部でのα変態生成核の微細分散が達成されない。逆に、１≦（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）の場合には、Ｓが完全にＣａによって固定され、フェライト生成核として働くＭｎＳがＣａＳ上に析出しないために、複合硫化物がα生成核として十分な機能が発揮されない。好ましい（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）の範囲は、０．２〜０．８である。
【００３３】
本発明では、上記の必須成分に加えてさらに、強度および靱性を高めるために、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕ、ＣｒおよびＭｏから選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有させることができる。
Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで粒界からのフェライト変態を抑えてベイナイト組織分率を増加させ、高強度化する効果があり、０．０００３ｍａｓｓ％以上の添加することが望ましい。しかし、０．００２５％を超えて添加すると逆に靱性が劣化する。好ましくは、０．０００５〜０．００２０ｍａｓｓ％である。
【００３４】
Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下
Ｖは、母材の強度・靱性の向上に効果があり、また、ＶＮとして析出してフェライト生成核として働くが、０．２ｍａｓｓ％を超えるとかえって靱性の低下を招く。より好ましくは、０．１５ｍａｓｓ％以下である。
【００３５】
Ｎｂ：０．０５ｍａｓｓ％以下
Ｎｂは、鋼の強化に有効な元素であるが、０．０５ｍａｓｓ％を超える含有は溶接部の靱性を劣化させる。
【００３６】
Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｃｕは、Ｎｉと同様の働きを有しているが、１．０ｍａｓｓ％を超えると熱間脆性を生じ、鋼板の表面性状を劣化させる。より好ましくは、０．８ｍａｓｓ％以下である。
【００３７】
Ｃｒ：０．７ｍａｓｓ％以下
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に含有すると靱性に悪影響を与えるので上限を０．７ｍａｓｓ％とする。より好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以下である。
【００３８】
Ｍｏ：０．７ｍａｓｓ％以下
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に含有すると靱性に悪影響を与えるので上限を０．７ｍａｓｓ％とする。より好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以下である。
【００３９】
次に、本発明の製造工程について説明する。
上記組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の通常の方法で溶製し、連続鋳造法、造塊法など通常の鋳造方法でスラブ等の圧延素材とする。この素材を以下の工程により厚肉の高張力鋼に製造する。
まず、上述した成分組成に調整した鋼素材を、１０５０〜１２００℃の温度範囲に加熱する。１０５０℃以上に加熱するのは、鋳造欠陥を圧着させるためである。しかし、１２００℃を超える温度に加熱するとＴｉＮが粗大化して溶接部の靱性が劣化するため、加熱温度は１２００℃以下に規制する必要がある。
【００４０】
鋼素材を上記温度に加熱後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率を３０％以上とする熱間圧延を行う。この温度域では、圧延によってオーステナイト粒が再結晶するため、組織を微細にすることができる。しかし、累積圧下率が３０％未満では、加熱時の異常粗大粒が残存し、母材の靱性に悪影響を及ぼすため、累積圧下率は３０％以上とする必要がある。
【００４１】
引き続き、９５０℃未満の温度域における累積圧下率を３０〜７０％とする熱間圧延を行う。この温度域では圧延されたオーステナイト粒の再結晶は起こらず、オーステナイト粒は扁平に変形し、かつ内部に変形帯などの欠陥が導入される。この蓄積された内部エネルギーが、その後のフェライト変態の駆動力として働くことになる。圧下率が３０％未満では、上記蓄積される内部エネルギーが十分ではないために、フェライト変態が起こりにくく、ベイナイト組織が生成する。一方、７０％を超えると、逆にポリゴナルフェライトの生成が促進され、アシキュラ−フェライトの生成が抑制される。
【００４２】
熱間圧延後の冷却は、前段冷却と後段冷却に分け、前者の冷却速度を後者のそれよりも相対的に大きくする。すなわち、前段冷却では、熱間圧延終了温度から６００〜４５０℃間の冷却停止温度まで、好ましくは熱間圧延終了温度から５８０〜４８０℃間の冷却停止温度までを５〜２０℃／ｓｅｃ、好ましくは６〜１６℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却する。その後の後段冷却では、前段冷却の停止温度から４５０℃未満〜２００℃の間の後段冷却停止温度まで、好ましくは前段冷却の停止温度から４００〜３００℃間の冷却停止温度までを１〜５℃／ｓｅｃ未満、好ましくは２〜４℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却する。
【００４３】
前段冷却における停止温度が上記温度域よりも高い場合には、強度の増加がほとんどなく、逆に、上記温度域よりも低い場合には靱性が劣化する。また、前段冷却速度が上記範囲の下限未満では、ポリゴナルフェライトが主体の組織となって強度上昇効果が得られず、逆に上記範囲の上限を超えると靱性特性が劣化する。
【００４４】
さらに、後段冷却における冷却停止温度が上記温度域の上限よりも高い場合には、強度上昇量が不十分となる。また、本発明では、鋼材の残留応力を低減する目的で、上記した冷却後、４５０〜６５０℃の温度範囲で焼戻し処理を施すことが好ましい。焼戻し温度が４５０℃未満では、残留応力の除去効果が少なく、一方、６５０℃を超えて高くなると、各種炭窒化物が析出し、析出強化により靭性が劣化する。そのため、焼戻し温度は、４５０〜６５０℃の温度範囲に限定することが好ましい。
【００４５】
以上説明したように、本発明の高張力鋼材の製造方法においては、熱間圧延の圧下率制御と圧延終了後の２段冷却条件の制御が重要であり、とくに前段冷却の冷却速度を後段冷却のそれより大きくすることにより、母材がアシキュラーフェライト主体の組織となり、強度・靱性に優れた鋼材を製造することができる。
【００４６】
【実施例】
表１に示す種々の成分組成に調整した鋼スラブを素材とし、表２および表３に示す製造条件により５５ｍｍｔまたは６５ｍｍｔ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、引張試験及びシャルピー試験を実施した。引張試験は、各鋼板の板厚中央部から、圧延幅方向にＪＩＳ４号引張試験片を採取し、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）を求めた。シャルピー衝撃試験は、各鋼板の板厚中央部から、圧延幅方向にＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し、−４０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）を求めた。
【００４７】
また、各鋼板から採取した溶接試験板にレ開先（開先角度３０°）を加工し、入熱４５ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接を行って溶接継手を作製し、板厚方向にほぼ直線的なボンド部近傍を評価対象としたＣＴＯＤ試験を−１０℃で行った。なお、ＣＴＯＤ試験片の作成および試験条件は、英国規格ＢＳ７４４８に準拠して行った。
また、切り欠き位置をボンド部とするＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し、試験温度−４０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）を求めた。
【００４８】
上記の試験結果を表２および表３中に併記した。この結果から、本発明例の鋼材は、いずれも降伏強さ（ＹＰ）が３５５ＭＰａ以上の強度とシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）が２００Ｊ以上の靭性を有しており、母材の強度・靭性が共に優れていることがわかる。さらにサブマージアーク溶接継手ボンド部のｖＥ−４０℃は２００Ｊ以上でかつＣＴＯＤ値は０．５０ｍｍ以上であり、溶接熱影響部の靭性特性にも優れた鋼材となっていることがわかる。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例の鋼材は、母材の特性が、降伏応力が３５５ＭＰａ以下またはｖＥ−４０℃が１０３Ｊ以下であるか、もしくは、母材特性が良好でも、溶接部の靭性が、ｖＥ−４０℃が９１Ｊ以下またはＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ以下でしかなく、母材の強度、靭性あるいは溶接部の靭性のいずれか１つ以上の特性の劣化が認められる。
【００４９】
【表１】
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【００５０】
【表２】
2004263248.tif 000004
【００５１】
【表３】
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【００５２】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、母材の降伏強さが３５５Ｎ／ｍｍ２（ＭＰａ）以上で靭性特性に優れると共に、溶接部の靭性特性にも優れる高強度鋼材を安価に製造できるので、構造物の大型化に大きく寄与する。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接ボンド部のＣＴＯＤ特性に及ぼすＮｉ添加量の影響を示すグラフである。
【図２】前段冷却速度（圧延終了温度から６００〜４５０℃までの冷却）が母材特性およびアシキュラーフェライト面積率に及ぼす影響を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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