(57)【要約】【課題】引張強さが　５７０　ＭＰａ以上の高強度鋼に対して、溶接入熱が　６００　ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接を施した場合であっても、母材は勿論のこと溶接熱影響部について、優れた靱性を安定して得る。【解決手段】引張強さが　５７０　ＭＰａ以上の高強度鋼について、γ単相から高温域における（α＋γ）２　相となるＡｃ４点が１４００℃以下に存在し、かつ溶接熱影響部の組織をベイナイト単相になるように成分調整を行う。【選択図】　　　　図３
2004143479.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．０３％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０　％、
Ｍｎ：１．０　〜３．０　％、
Ａｌ：０．１　〜０．６　％、
Ｎｂ：０．０１５　〜０．１　％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｐ：０．０５０　％以下および
Ｓ：０．００５０％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、Ａｃ３点〜１３５０℃の温度に加熱後、熱間圧延し、１０℃／ｓ以下の速度で冷却することを特徴とする、引張強さ（ＴＳ）が　５７０　ＭＰａ以上で超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高強度鋼の製造方法。
【請求項２】
請求項１において、鋼片が、さらに質量％で、
Ｖ：０．１　％以下、
Ｔｉ：０．１　％以下、
Ｃｕ：３．０　％以下、
Ｎｉ：５．０　％以下、
Ｃｒ：１．０　％以下、
Ｍｏ：１．０　％以下、
Ｎ：０．０１０　％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下および
Ｍｇ：０．００５　％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする非調質高強度鋼の製造方法。
【請求項３】
請求項１または２において、鋼のγ単相から高温域における（α＋γ）２　相となるＡｃ４点が１４００℃以下であることを特徴とする非調質高強度鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、造船、建築および土木等の各分野に供して好適な、引張強さ（ＴＳ）が　５７０　ＭＰａ以上で、超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高強度鋼の製造方法に関し、特に溶接熱影響部の靱性の劣化を招くことなしに、溶接入熱が６００　ｋＪ／ｃｍ　を超える超大入熱溶接の実施を可能ならしめたものである。
【０００２】
【従来の技術】
造船、建築および土木等の各分野で使用される鋼材は、一般に溶接接合によって所望形状の構造物に仕上げられている。このような構造物においては、安全性の観点から、使用される鋼材の母材靱性は勿論のこと、溶接熱影響部の靱性に優れることが要求される。
【０００３】
その際、最も問題となるのは、溶接熱影響部のボンド部における靱性である。このボンド部は、大入熱溶接時に溶融点直下の高温に曝されて、オーステナイトの結晶粒が最も粗大化し易く、また引き続く冷却によって、脆弱な上部ベイナイト組織に変態し易い位置だからである。さらに、このボンド部では、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が生成し易く、このことも靱性低下の原因となっている。
【０００４】
従来、ボンド部の靱性の改善策としては、ＴｉＮを微細に分散させ、オーステナイトの粗大化を抑制すると共に、フェライト変態の核として利用する技術が実用化されている。
また、入熱量：２３０　ｋＪ／ｃｍ　の溶接ボンド部での靱性改善を目指して、希土類元素（ＲＥＭ）をＴｉと複合添加することにより、鋼中に微細粒子を分散させてオーステナイトの粒成長を防止し、溶接部靱性の向上を図る方法が示されている（例えば特許文献１）。
【０００５】
さらに、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組み合わせた技術も開発されている。
その他、ＣａやＲＥＭ　を添加し、硫化物の形態を制御することによって、靱性の向上を図る技術も知られている。
【０００６】
しかしながら、上記した従来技術はそれぞれ、安定した靱性が得られる鋼材の製造が困難であったり、１００　ｋＪ／ｃｍ　を超える大入熱溶接部では十分な靱性が得られないという問題があった。
すなわち、ＴｉＮを主体に利用する技術においては、ＴｉＮが溶解する温度域に加熱される溶接部でその効果が消失し、また固溶ＴｉおよびＮによる基地組織の脆化によって著しい靱性の低下が見られた。
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った。
さらに、ＣａやＲＥＭ　を添加する技術においても、１００　ｋＪ／ｃｍ　を超える大入熱溶接では溶接熱影響部について高靱性を確保することは困難であった。
【０００７】
一方、最近では、船舶、建築等の溶接構造物の製造に際し、一層の効率化が求められるようになっている。溶接時間の削減は効率化に直結するものであり、このため大入熱溶接の適用が増加しつつある。
しかしながら、かような大入熱溶接を行った場合に、安定して溶接熱影響部の高靱性を確保できる鋼材は今のところ存在せず、その開発が望まれていた。
【０００８】
この点、発明者らは先に、上記の要請に有利に応えるものとして、溶接入熱が１００　ｋＪ／ｃｍ　を超える大入熱溶接を施した場合であっても、母材は勿論のこと、溶接熱影響部についても優れた靱性を安定して得ることができる低合金溶接構造用鋼を開発した（例えば特許文献２）。
【０００９】
この技術は、厳格な成分調整により、高温においてオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域が広くし、オーステナイト粒の粗大化を効果的に抑制することによって靱性の向上を達成したものであり、この技術の開発により、溶接入熱が　１００　ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した場合であっても、母材は勿論のこと、溶接熱影響部についても優れた靱性を安定して得ることができるようになった。
【００１０】
【特許文献１】
特開平６−１８４６６３号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特願２００１−３９６９７９号明細書（特許請求の範囲）
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、最近では、鋼材の高強度化と溶接入熱量の更なる増加によって、溶接構造物の設計、製造について一層の効率化が進められている。その中で、引張強さ（ＴＳ）が　５７０　ＭＰａ以上の高強度材について、溶接入熱が　６００　ｋＪ／ｃｍを超えるような超大入熱溶接が施工されるようになってきた。
例えば、建築分野においては、ボックス柱の製造に際し、スキンプレート−ダイアフラム接合にエレクトロスラグ溶接といった溶接入熱が１０００　ｋＪ／ｃｍを超えるような超大入熱溶接施工が適用されている。
【００１２】
一般に、鋼を高強度化すればするほど、溶接熱影響部の靱性を確保することが困難となるが、前掲特許文献２に開示の技術を適用することにより、高強度鋼を大入熱溶接した場合であっても良好な靱性を得ることができる。
しかしながら、上記の技術においても、引張強さ（ＴＳ）が　５７０　ＭＰａ以上の高強度材を溶接入熱が　６００　ｋＪ／ｃｍを超えるような超大入熱溶接に供した場合には、必ずしも十分な靱性が得られるとは限らなかった。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、引張強さが　５７０　ＭＰａ以上の高強度材に対して、溶接入熱が　６００　ｋＪ／ｃｍを超えるような超大入熱溶接を施した場合であっても、母材は勿論のこと、溶接熱影響部において優れた靱性を得ることができる非調質高強度鋼の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【００１４】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．０３％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０　％、
Ｍｎ：１．０　〜３．０　％、
Ａｌ：０．１　〜０．６　％、
Ｎｂ：０．０１５　〜０．１　％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｐ：０．０５０　％以下および
Ｓ：０．００５０％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、Ａｃ３点〜１３５０℃の温度に加熱後、熱間圧延し、１０℃／ｓ以下の速度で冷却することを特徴とする、引張強さ（ＴＳ）が　５７０　ＭＰａ以上で超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高強度鋼の製造方法。
【００１５】
２．上記１において、鋼片が、さらに質量％で、
Ｖ：０．１　％以下、
Ｔｉ：０．１　％以下、
Ｃｕ：３．０　％以下、
Ｎｉ：５．０　％以下、
Ｃｒ：１．０　％以下、
Ｍｏ：１．０　％以下、
Ｎ：０．０１０　％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下および
Ｍｇ：０．００５　％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする非調質高強度鋼の製造方法。
【００１６】
３．上記１または２において、鋼のγ単相から高温域における（α＋γ）２　相となるＡｃ４点が１４００℃以下であることを特徴とする非調質高強度鋼の製造方法。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、この発明を具体的に説明する。
前掲特許文献２において開示したとおり、９１０　℃以上の平衡状態においてオーステナイト（γ）相とフェライト（α）相の２相である温度域幅が２５℃以上とし、かつその２相域の低温側にγ単相である温度域が存在すれば、オーステナイト粒の粗大化が効果的に抑制され、ひいては溶接後の溶接熱影響部についても粗大粒の生成が抑制され、かつ組織の微細化が達成されるため、良好な靱性を得ることができる。
この発明も、基本的には、上記特許文献２に開示の技術を利用する。
【００１８】
ただし、この発明では、Ｃ量を０．０３ｍａｓｓ％以下に制限すると共に、Ｍｎ，ＮｂおよびＢといった焼入れ性を高める元素を添加することにより、溶接熱影響部の組織をベイナイト単相とし、母材の高強度化と共に、溶接熱影響部の靱性改善を併せて達成する。
この時、上記の成分組成範囲では、一部　９１０℃以上の平衡状態においてγ相とα相の２相である温度域幅が２５℃以下となる領域があるが、このような状態であってもγ単相から高温域における（α＋γ）２相となるＡｃ４点が１４００℃以下に存在すれば、オーステナイト粒の粗大化抑制に効果があることが判明した。
【００１９】
０．０３ｍａｓｓ％を超える炭素量では、溶接熱影響部の靱性改善のためには、高温域における（α＋γ）２相の温度域幅を２５℃以上とする必要があるが、Ｃ量が０．０３ｍａｓｓ％以下で、かつベイナイト単相という高靱性の組織にすることにより、粗大化抑制効果が低減しても、溶接熱影響部の靱性は向上する。
この発明の要点は、溶接熱影響部の組織を極低炭素ベイナイトにすることと、高温での２相域を利用したγ粒粗大化抑制技術を組み合わせたことである。
【００２０】
図１（ａ），　（ｂ）にそれぞれ、市販の計算ソフトによって算出した、従来鋼およびこの発明鋼のＦｅ−Ｃ状態図を比較して示す。
同図（ａ）　に示したとおり、従来鋼では、高温域における（α＋γ）２　相領域が非常に狭く、またγ単相から（α＋γ）２　相となるＡｃ４点が１４００℃以下となるＣ量範囲は存在しない。
これに対し、同図（ｂ）　に示したとおり、この発明に従い成分調整した鋼では、高温域における（α＋γ）２　相領域が拡大されると共に低温側に移動し、Ｃ：０．０１〜０．０３ｍａｓｓ％の範囲で、γ単相から高温域における（α＋γ）２　相となるＡｃ４点が、１４００℃以下となる。
【００２１】
ここに、高温域における（α＋γ）２　相となるＡｃ４点について、１４００℃以下と規定したのは、大入熱溶接熱影響部の粒成長が特に問題となるのは、１４００℃以上の温度域であり、１４００℃以上での平衡状態を高温域における（α＋γ）２　相とすることにより、γ粒の粗大化を抑制することが、溶接熱影響部の靱性改善に効果的だからである。
【００２２】
この発明では、具体的には低合金鋼の範囲で鋼の成分を調整することによって得ることができるが、図１（ａ），　（ｂ）は計算状態図であるので、実際には綿密な実験により成分組成を規定する必要がある。
以下、この発明に従う高強度鋼の成分を前記の組成範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
【００２３】
Ｃ：０．０１〜０．０３％
Ｃは、この発明において重要であり、構造用鋼として必要な強度を得るために有用な元素であるが、含有量が０．０１％に満たないとその添加効果に乏しく、一方０．０３％を超えると溶接部の靱性を劣化させるので、Ｃは０．０１〜０．０３％の範囲に限定する。
【００２４】
Ｓｉ：０．０５〜１．０　％
Ｓｉは、製鋼上、少なくとも０．０５％を必要とし、一方　１．０％を超えると母材の靱性を劣化させるので、Ｓｉは０．０５〜１．０　％の範囲に限定する。
【００２５】
Ｍｎ：１．０　〜３．０　％
Ｍｎは、極低炭素域での鋼のフェライト変態を抑制し、鋼材の組織をベイナイト化することで強度を増加させる効果を有しており、１．０　％以上の含有を必要とする。一方、３．０　％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部が著しく劣化する。このため、Ｍｎは　１．０〜３．０　％の範囲に限定する。
【００２６】
Ａｌ：０．１　〜０．６　％
Ａｌは、この発明において重要な合金成分であり、０．１　％以上の添加が必要であるが、０．６　％を超えると鋼自体の靱性を劣化させる傾向にある。従って、この発明で対象とする極低炭素の高強度鋼の場合には、その上限を　０．６とする必要がある。それゆえ、Ａｌは　０．１〜０．６　％の範囲に限定した。
【００２７】
Ｎｂ：０．０１５　〜０．１　％
Ｎｂは、極低炭素域での鋼材の組織をベイナイト単相とするのに有効に作用し、鋼板の強度を高めるのに有用な元素であるが、含有量が　０．０１５％に満たないとその添加効果に乏しく、一方　０．１％を超えると靱性を劣化させるので、Ｎｂは　０．０１５〜０．１　％の範囲に限定する。
【００２８】
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは、極低炭素域の鋼のフェライト変態を抑制し、ベイナイト単相とする作用を有する有用元素である。すなわち、Ｂは、オーステナイト域からの冷却時に旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界フェライトの生成を抑制する。このような効果は、０．０００５％以上の含有で認められるが、０．００３０％を超えて含有すると効果が飽和する。このため、Ｂは０．０００５〜０．００３０％に限定する。
【００２９】
Ｐ：０．０５０　％以下、Ｓ：０．００５０％以下
Ｐは、含有量が　０．０５０％を超えると溶渡部の靱性を劣化させるので、０．０５０　％以下に抑制するものとする。
同じく、Ｓも、０．００５０％を超えて含有されると母材および溶接部の靱性を劣化させるので、０．００５０％以下に抑制するものとする。
【００３０】
さて、表１に示すように、ＳｉおよびＭｎ量は一定に固定し、Ｃ量とＡｌ量を種々に変化させた鋼を製造し、溶接熱影響部を模擬した再現熱サイクル試験を行ったのち、シャルピー衝撃試験を行って各鋼の靱性について調査した。
図２に、試験片に付与した再現熱サイクルパターンを示す。このパターンは、１０００　ｋＪ／ｃｍ程度の超大入溶熱溶接の熱影響部を模擬したものである。
また、図３に、シャルピー衝撃試験結果を示す。図中の各記号は、その位置のＡｌ，Ｃ量の組成を有する鋼の０℃における吸収エネルギー（　ｖＥ０）の値を示したもので、○は　ｖＥ０　≧１５０　Ｊ　の場合、△は　１５０Ｊ＞　ｖＥ０　≧７０Ｊの場合、×は　ｖＥ０　＜７０Ｊの場合である。
【００３１】
【表１】
2004143479.tif 000003
【００３２】
図３に示したとおり、鋼中のＣおよびＡｌ量が、先に示した成分組成範囲内ある場合に、溶接熱影響部において優れた高靱性が得られている。
この理由は、ＣとＡｌ量が、先に示した成分組成範囲内であることにより、溶接熱影響部の組織がベイナイト単相となり、かつγ単相から高温域における（α＋γ）２相となるＡｃ４点が１４００℃以下で存在するために、オーステナイト粒の粗大化が抑制され、微細化が達成されるためである。
【００３３】
以上、基本成分について説明したが、この発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｖ：０．１　％以下、Ｔｉ：０．１　％以下
ＶおよびＴｉはいずれも、鋼板の強度を高めるのに有用な元素であるが、含有量が　０．１％を超えると靱性を劣化させるので、いずれも　０．１％以下で含有させるものとする。
【００３４】
Ｃｕ：３．０　％以下、Ｎｉ：５．０　％以下、Ｃｒ：１．０　％以下、Ｍｏ：１．０　％以下
Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏはいずれも、鋼板の強度向上に有用な元素であるが、Ｃｕは含有量が　３．０％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状を劣化させ、Ｎｉは高価であり、Ｃｒは含有量が　１．０％を超えると溶接熱影響部の靱性を劣化させ、Ｍｏは含有量が　１．０％を超えると靱性に悪影響を及ぼすので、それぞれ上記の範囲で含有させるものとする。
【００３５】
Ｎ：０．０１０　％以下、Ｃａ：０．００３０％以下、　ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００５　％以下
Ｎは、不純物として鋼中に不可避に混入してくる元素であるが、含有量が０．０１０　％を超えると鋼材の靱性を劣化させるので、Ｎは　０．０１０％以下で含有させるものとする。
Ｃａは、Ｓの固定による靱性向上に有用な元素であるが、含有量が０．００３０％を超えるとその効果は飽和するので、Ｃａは０．００３０％以下で含有させるものとする。
ＲＥＭ　は、靱性の向上に有効に寄与するが、含有量が０．０２％を超えるとその効果は飽和するので、上限を０．０２％とした。
Ｍｇは、結晶粒の細粒化に有用な元素であるが、含有量が　０．００５％を超えるとその効果は飽和に達するので、上限を　０．００５％とした。
【００３６】
次に、この発明の製造方法について説明する。
この発明の溶接構造用鋼を製造するには、上述した好適成分組成に調整した鋼片を、まずＡｃ３点〜１３５０℃の温度に加熱する。
ここで、加熱温度をＡｃ３点以上とするのは、組織を一旦オーステナイトとして均質化をはかるためであり、一方加熱温度が１３５０℃を超えると、鋼材の表面酸化が激しくなるので、１３５０℃以下とする。
ついで、熱間圧延を施すが、この熱間圧延における最終仕上げ温度は　８００℃以上とするのが好適である。というのは、仕上げ温度が　８００℃未満では、フェライトの析出により十分な強度が得られず、また圧延効率が低下するからである。
ついで、１０℃／ｓ以下の速度で冷却を行う。ここに、冷却速度の上限を１０℃／ｓとしたのは、冷却速度が１０℃／ｓを超えると、母材組織が微細なグラニュラーベイニティックフェライトにならず、靱性が劣化するためである。
【００３７】
【実施例】
表２に示す種々の成分組成に調製した鋼スラブを、１１００℃に加熱後、表３に示す条件で熱間圧延したのち、冷却し、板厚：８５ｍｍの厚鋼板とした。得られた各鋼板の板厚１　／４　位置から、ＪＩＳ　４　号引張試験片を採取し、引張試験を行って母材の降伏点（ＹＰ）および引張強さ（ＴＳ）を求めた。また、同じく各鋼板の板厚１　／４　位置からＪＩＳ　４　号衛撃試験片を採取し、シャルピー試験を行って母材の０℃における吸収エネルギー（　ｖＥ０）を求めた。
また、各鋼板から採取した継手用試験板に、図４に示すような開先を準備し、エレタトロスラグ溶接（溶接入熱量：１０００　ｋＪ／ｃｍ）により、溶接継手を作製した。その後、図５に示すように、溶接継手部から切り欠き位置をボンド部とするＪＩＳ　４　号衝撃試験片を採取し、試験温度：０　℃でのシヤルピー衝撃試験を行って、継手ボンド部の０℃における吸収エネルギー（　ｖＥ０）を求めた。
得られた結果を表３に併記する。
【００３８】
【表２】
2004143479.tif 000004
【００３９】
【表３】
2004143479.tif 000005
【００４０】
表３に示したとおり、発明例はいずれも、溶接入熱：１０００　ｋＪ／ｃｍの超大入熱溶接施工を施した場合であっても、ボンド部での　ｖＥ０　が　１５０Ｊ以上と優れた溶接熱影響部靱性が得られている。
【００４１】
【発明の効果】
かくして、この発明に従い、γ単相から高温域における（α＋γ）２　相となるＡｃ４点が１４００℃以下で存在し、かつ溶接熱影響部の組織がベイナイト単相になるように成分調整することにより、６００　ｋＪ／ｃｍ　を超える超大入熱溶接を施した場合であっても、母材については言うまでもなく、溶接熱影響部靱性について優れた靱性を得ることができる。従って、この発明は、構造物の大型化や施工能率向上に寄与するところ大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】この発明の概念を説明するために市販の計算ソフトによって算出した従来鋼の平衡状態図（ａ）　およびこの発明鋼の平衡状態図（ｂ）　である。
【図２】試験片に付与した再現熱サイクルパターンを示した図である。
【図３】溶接熱影響部の靱性に及ぼすＣ量とＡｌ量の影響を示したグラフである。
【図４】継手用試験板に付与した開先形状を示した図である。
【図５】溶接継手部から切り欠き位置をボンド部とするＪＩＳ　４　号衝撃試験片の採取要領を示した図である。
【図１】
2004143479.tif 000006
【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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