(57)【要約】【課題】本発明は従来焼入性向上に十分でないと考えられていた極微量のＢ添加でも鋼板の焼入性を効率的に高めることにより，溶接性に優れた，引張強度が４９０ＭＰａ以上の高張力鋼の製造方法を提供することを課題とする。【解決手段】Ｂが０．０００１〜０．０００３％の極微量含有する鋼において，Ｔｉ，Ｎ，Ａｌ量を適正化し，かつ，オーステナイト粒界へＢを有効に偏析させるために，熱間圧延と加速冷却との間に適正な冷却・保持を行うことにより，加工熱処理工程において，溶接性に優れた，引張強度が４９０ＭＰａ以上の高張力鋼を製造することが可能になる。【選択図】　　　図１
2004035946.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で，
Ｃ：０．０２〜０．１５％，
Ｓｉ：０．０１〜１％，
Ｍｎ：０．１〜２％，
Ｐ：０．０２％以下，
Ｓ：０．０１％以下，
Ａｌ：０．００２〜０．１％，
Ｔｉ：０．００２〜０．０５％，
Ｎ：０．００５％以下，
Ｂ：０．０００１〜０．０００３％
含有し，さらに下記（１）式を満足する残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼片に対して，再結晶オーステナイト域で圧延を終了する熱間圧延により，圧延終了後の平均オーステナイト粒径を１０〜５０μｍとした上で，熱間圧延終了から加速冷却開始までの間に，１０００℃以下，８００℃以上の温度で１０〜１００ｓ保持するか，あるいは，熱間圧延終了から加速冷却開始まで１℃／ｓ以下の冷却速度で冷却した後，引き続き，冷却速度が３〜１００℃／ｓの加速冷却をＡｒ３変態点以上から開始し，６５０℃以下で終了することを特徴とする溶接性に優れた高張力鋼の製造方法。
Ｎ（％）−Ｔｉ（％）／３．４−Ａｌ（％）／１．９≦０　・・・・（１）
【請求項２】
重量％で，
Ｃ：０．０２〜０．１５％，
Ｓｉ：０．０１〜１％，
Ｍｎ：０．１〜２％，
Ｐ：０．０２％以下，
Ｓ：０．０１％以下，
Ａｌ：０．００２〜０．１％，
Ｔｉ：０．００２〜０．０５％，
Ｎ：０．００５％以下，
Ｂ：０．０００１〜０．０００３％
含有し，さらに下記（１）式を満足する残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼片に対して，再結晶オーステナイト域圧延により平均オーステナイト粒径を３０〜１００μｍとし，さらに，未再結晶オーステナイト域で累積圧下率が３０〜８０％の熱間圧延を行った後，オーステナイト再結晶率が１０％以内の間に，冷却速度が３〜１００℃／ｓの加速冷却を開始し，６５０℃以下で終了することを特徴とする溶接性に優れた高張力鋼の製造方法。
Ｎ（％）−Ｔｉ（％）／３．４−Ａｌ（％）／１．９≦０　・・・・（１）
【請求項３】
４５０℃以上，ＡＣ１変態点未満で焼き戻すことを特徴とする請求項１または２に記載の溶接性に優れた高張力鋼の製造方法。
【請求項４】
鋼片が重量％で，
Ｎｉ：０．０５〜３％，
Ｃｕ：０．０５〜１．５％，
Ｃｒ：０．０５〜２％，
Ｍｏ：０．０５〜２％，
Ｗ：０．０５〜２％，
Ｎｂ：０．００３〜０．５％，
Ｖ：０．０１〜０．５％，
Ｔａ：０．０１〜０．５％，
Ｚｒ：０．００５〜０．１％，
の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ないし３のいずれかに記載の溶接性に優れた高張力鋼の製造方法。
【請求項５】
鋼片が重量％で，
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％，
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％，
Ｙ：０．００１〜０．０１％，
Ｌａ：０．００５〜０．１％，
Ｃｅ：０．００５〜０．１％，
のうち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ないし４のいずれかに記載の溶接性に優れた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，加工熱処理によって製造される溶接性に優れた引張強度が４９０ＭＰａ以上の高張力鋼の製造方法に関するものである。用途としては，例えば，建築構造物，海洋構造物，船舶，橋梁，ラインパイプ等の溶接構造物に用いることができる。また，鋼の形態は特に問わないが，溶接構造部材として用いられる鋼板，特に厚板，鋼管素材，あるいは形鋼で有用である。
【０００２】
【従来技術】
溶接構造物に用いられる鋼に対しては，母材の機械的性質とともに，溶接性や溶接部の機械的性質も合わせて要求される。鋼材に求められる溶接性とは，低合金鋼においては溶接熱影響部（Ｈｅａｔ　Ａｆｆｅｃｔｅｄ　Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）の耐低温割れ性である。
耐低温割れ性は，例えば，ｙ形溶接割れ試験によって評価されるが，ＨＡＺの低温割れ性はＨＡＺの硬さと良好な相関にあり，ＨＡＺの硬化性を抑制することが溶接性向上につながる。
【０００３】
ＨＡＺの耐硬化性は鋼の焼入性が増加するに伴って低下する。例えば下記に示すＰｃｍが大きいほど，ＨＡＺの硬さが大きい。Ｐｃｍ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／３０＋Ｍｎ％／２０＋Ｃｕ％／２０＋Ｎｉ％／６０
＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｏ％／１５＋Ｖ％／１０＋５・Ｂ％Ｐｃｍの式から明らかな通り，Ｂは微量でもＨＡＺを大きく硬化させる。
【０００４】
一方，Ｂは母材の焼入性を高めて，高強度化に極めて有効な元素であり，焼入・焼戻しによって製造される鋼では積極的用いられている。
Ｂの焼入性向上効果に関しては，従来から詳細に研究されており，例えば，鉄と鋼，第６０年（１９７４）第１０号，第５５〜５６頁においては，再加熱焼入条件において，Ｂの焼入性向上効果を発揮させるためには，焼入時の固溶Ｂが３〜５ｐｐｍ以上必要であるとの知見が示されている。
【０００５】
したがって，Ｂ添加鋼ではＢの焼入性向上効果を確実に享受するために，ＢＮやＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６　などの形成によるＢの無効果分を見越して，必要固溶Ｂ量以上の１０ｐｐｍ程度以上のＢを添加することが一般的になっている。しかしながら，母材の焼入性確保のために，Ｂを１０ｐｐｍ程度以上添加すると，ＨＡＺの耐低温割れ性を著しく劣化させるため，溶接性を優先する鋼においては，Ｂを使用せず，その分の焼入性確保を高価な合金元素添加により補う場合がほとんどであった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は微量で焼入性を高めることが可能なＢを母材製造において極力活用した上で，同時に溶接性も損なわない手段を達成することを課題とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは微量で焼入性を高めることが可能なＢを母材製造において極力活用した上で，同時に溶接性も損なわない手段を詳細に検討した。その結果，Ｂが１〜３ｐｐｍ（０．０００１〜０．０００３％）の微量範囲であればＨＡＺはＰｃｍの式から予想されるよりも硬化性は抑制され，かつ，鋼の製造方法を工夫することにより，鋼の製造段階においてはＢが１０ｐｐｍ以上ある場合とほぼ同等の焼入性を達成でき，母材の高強度化を可能にできることを初めて知見した。
【０００８】
ＨＡＺの硬化性も母材の焼入性も，Ｂの寄与機構は基本的には同一である。すなわち，オーステナイトから変態する直前での固溶Ｂ，より正確にはオーステナイト粒界のＢの偏析状態がＢの焼入性向上効果を決定づける。
ＨＡＺにおいて，その硬化性が最も問題となるのは溶接金属と鋼の境界，いわゆるＦｕｓｉｏｎ　Ｌｉｎｅ（ＦＬ）近傍の１３００℃以上の高温に加熱される領域である。このように高温に加熱される場合は，後述する母材の場合と異なり，Ｂの焼入性を阻害するＮをＴｉやＡｌで固定することは非常に困難であり，Ｂ添加量自体のみがほぼ硬化性を直接支配する。
本発明者らはＢ添加量とＨＡＺ硬化性との関係を種々の化学組成の低合金鋼について詳細に調べた結果，Ｂが３ｐｐｍ以下であれば，極端にＨＡＺが硬化して耐低温割れ性が劣化することがないことを見出した。
【０００９】
本発明者らは上記知見に基づき，ＨＡＺの耐低温割れ性に悪影響を及ぼさないＢが３ｐｐｍ以下の微量添加条件において，Ｂ添加量が１０ｐｐｍ程度以上の場合と同等以上のＢの焼入性向上効果を発揮して，合金元素の多量の添加を必要としない鋼の製造方法を検討した。その結果，ＢがＮと極力結びつかないよう，化学組成，特にＴｉ，Ａｌ，Ｎ量を適正化した上で，Ｂの粒界偏析を促進することで，Ｂの焼入性向上効果を極大化できる手段を発明するに至った。
その要旨とするところは以下に示す通りである。
【００１０】
（１）重量％で，
Ｃ：０．０２〜０．１５％，
Ｓｉ：０．０１〜１％，
Ｍｎ：０．１〜２％，
Ｐ：０．０２％以下，
Ｓ：０．０１％以下，
Ａｌ：０．００２〜０．１％，
Ｔｉ：０．００２〜０．０５％，
Ｎ：０．００５％以下，
Ｂ：０．０００１〜０．０００３％
含有し，さらに下記（１）式を満足する残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼片に対して，再結晶オーステナイト域で圧延を終了する熱間圧延により，圧延終了後の平均オーステナイト粒径を１０〜５０μｍとした上で，熱間圧延終了から加速冷却開始までの間に，１０００℃以下，８００℃以上の温度で１０〜１００ｓ保持するか，あるいは，熱間圧延終了から加速冷却開始まで１℃／ｓ以下の冷却速度で冷却した後，引き続き，冷却速度が３〜１００℃／ｓの加速冷却をＡｒ３変態点以上から開始し，６５０℃以下で終了する溶接性に優れた高張力鋼の製造方法。
Ｎ（％）−Ｔｉ（％）／３．４−Ａｌ（％）／１．９≦０　・・・・（１）
（２）重量％で，
Ｃ：０．０２〜０．１５％，
Ｓｉ：０．０１〜１％，
Ｍｎ：０．１〜２％，
Ｐ：０．０２％以下，
Ｓ：０．０１％以下，
Ａｌ：０．００２〜０．１％，
Ｔｉ：０．００２〜０．０５％，
Ｎ：０．００５％以下，
Ｂ：０．０００１〜０．０００３％
含有し，さらに下記（１）式を満足する残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼片に対して，再結晶オーステナイト域圧延により平均オーステナイト粒径を３０〜１００μｍとし，さらに，未再結晶オーステナイト域で累積圧下率が３０〜８０％の熱間圧延を行った後，オーステナイト再結晶率が１０％以内の間に，冷却速度が３〜１００℃／ｓの加速冷却を開始し，６５０℃以下で終了する溶接性に優れた高張力鋼の製造方法。
Ｎ（％）−Ｔｉ（％）／３．４−Ａｌ（％）／１．９≦０　・・・・（１）
【００１１】
（３）４５０℃以上，ＡＣ１変態点未満で焼き戻す前記（１）または（２）に記載の溶接性に優れた高張力鋼の製造方法。
（４）鋼片が重量％で，
Ｎｉ：０．０５〜３％，
Ｃｕ：０．０５〜１．５％，
Ｃｒ：０．０５〜２％，
Ｍｏ：０．０５〜２％，
Ｗ：０．０５〜２％，
Ｎｂ：０．００３〜０．５％，
Ｖ：０．０１〜０．５％，
Ｔａ：０．０１〜０．５％，
Ｚｒ：０．００５〜０．１％，
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）ないし（３）のいずれかに記載の溶接性に優れた高張力鋼の製造方法。
（５）鋼片が重量％で，
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％，
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％，
Ｙ：０．００１〜０．０１％，
Ｌａ：０．００５〜０．１％，
Ｃｅ：０．００５〜０．１％，
のうち１種または２種以上を含有する前記（１）ないし（４）のいずれかに記載の溶接性に優れた高張力鋼の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
Ｂを無添加（Ｂ≦０．５ｐｐｍ）から２０ｐｐｍ程度に変化させた種々の化学組成の低合金鋼について，ｙ型溶接割れ試験を行い，最低予熱温度とＢ添加量との関係を調べた。その結果，Ｂ添加量が３ｐｐｍ以内であれば，最低予熱温度の上昇はほとんど無視できる程度であり，溶接性を阻害することはないことを知見した。そこで，Ｂ添加量が３ｐｐｍ以内の鋼において，母材製造時におけるＢの焼入性向上効果を最大限活用するための手段を探求した。
【００１３】
その結果，ＢＮを形成して固溶Ｂ量を低減して焼入性を阻害するＮ量とＮと析出物を形成してＮの有害性を軽減できる元素としてのＴｉ，Ａｌ量との間で，下記（１）式の関係を満足する必要があることと，その上で，加工熱処理により鋼を製造するに際して，下記の２種類の新しい製造方法が有効であるとの知見を得た。
【００１４】
▲１▼再結晶オーステナイト域で圧延を終了する熱間圧延により，圧延終了後の平均オーステナイト粒径を１０〜５０μｍとした上で，熱間圧延終了から加速冷却開始までの間に，１０００℃以下，８００℃以上の温度で１０〜１００ｓ保持するか，あるいは，熱間圧延終了から加速冷却開始まで１℃／ｓ以下の冷却速度で冷却した後，引き続き，冷却速度が３〜１００℃／ｓの加速冷却をＡｒ３変態点以上から開始し，６５０℃以下で終了する。
【００１５】
▲２▼再結晶オーステナイト域圧延により平均オーステナイト粒径を３０〜１００μｍとし，さらに，未再結晶オーステナイト域で累積圧下率が３０〜８０％の熱間圧延を行った後，オーステナイト再結晶率が１０％以内の間に，冷却速度が３〜１００℃／ｓの加速冷却を開始し，６５０℃以下で終了する。
【００１６】
Ｎ（％）−Ｔｉ（％）／３．４−Ａｌ（％）／１．９≦０　・・・・（１）
先ず，上記（１）式を満足させる必要があるのは，前記▲１▼，▲２▼の製造方法において，熱間圧延前のオーステナイト化段階〜変態開始までの間にＢＮの形成を極力抑制するために，熱間圧延前のオーステナイト化段階〜変態開始での固溶Ｎ量を許容範囲内とするためである。
前記（１）式が成立するように，Ｎ量に応じてＴｉ，Ａｌ量を調整するか，Ｎ量を低減すれば，Ｂが３ｐｐｍ以内の鋼で前記▲１▼，▲２▼の製造方法において，再加熱焼入でＢが１０ｐｐｍ程度以上添加したときに最大限得られる焼入性とほぼ同等の焼入性を達成することが可能となる。
【００１７】
一方，前記（１）式が成立しないようなＮ，Ｔｉ，Ａｌ量バランスでは，Ｔｉ，Ａｌによって十分Ｎが固定されないため，３ｐｐｍ以下の最低限しかＢが添加されていない鋼では，どのような製造工程においても焼入性向上に必要な十分な固溶Ｂ量が確保できなくなる。
なお，本発明の▲１▼，▲２▼の方法によってもＢ添加量が１ｐｐｍ未満では十分な焼入性向上効果が得られないため，本発明ではＢの添加量は１〜３ｐｐｍとする。
【００１８】
次に，Ｂ量が１〜３ｐｐｍの場合でも，十分なＢの焼入性向上効果を引き出すための製造方法について説明する。
▲１▼の製造方法は「再結晶オーステナイト域で圧延を終了する熱間圧延により，圧延終了後の平均オーステナイト粒径を１０〜５０μｍとした上で，熱間圧延終了から加速冷却開始までに間に，１０００℃以下，８００℃以上の温度で１０〜１００ｓ保持するか，あるいは，熱間圧延終了から加速冷却開始まで１℃／ｓ以下の冷却速度で冷却した後，引き続き，冷却速度が３〜１００℃／ｓの加速冷却をＡｒ３変態点以上から開始し，６５０℃以下で終了する」ことを要件とする。
【００１９】
▲１▼の製造方法はオーステナイトが再結晶した状態において，Ｂを焼入性に有効活用できる方法である。鋼片の加熱温度や圧延条件の調整により再結晶オーステナイト粒を平均で１０〜５０μｍとする。この際，再結晶オーステナイト粒径が本発明を満足していれば，鋼片の加熱温度や圧延条件は特に限定する必要はないが，加熱温度に関しては，偏析Ｂの確保，オーステナイト粒径の調整の容易さの観点から，１２００℃以下であることが好ましい。
平均の再結晶オーステナイト粒径を１０〜５０μｍとするのは，オーステナイト粒径が１０μｍ未満であると粒界面積が大きくなるため，Ｂ量が３ｐｐｍ以下では，粒界への偏析Ｂ量不十分となって，Ｂの母材焼入性向上効果が大きく低下する恐れがあるためと，５０μｍ超では変態組織が粗大となって靭性が不良となる懸念があるためである。
【００２０】
再結晶オーステナイト域で圧延を終了する熱間圧延により，圧延終了後の平均オーステナイト粒径を１０〜５０μｍとした後，本発明では水冷等の手段により直接加速冷却を行うが，熱間圧延終了から加速冷却開始までの間に，１０００℃以下，８００℃以上の温度で１０〜１００ｓ保持するか，あるいは，熱間圧延終了から加速冷却開始まで１℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する。
本工程は，オーステナイト粒界にＢを十分偏析させて焼入性を確保する上で必須の条件である。
【００２１】
熱間圧延終了から加速冷却開始まで，１０〜１００ｓ保持することによりＢの粒界偏析量が増加する。
保持時間が１０ｓ未満であるとＢの粒界偏析量が不十分となる恐れがあり，１００ｓ超であると保持中にＢＮあるいはＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６　が析出して焼入性を逆に低下させたり，フェライト変態が生じる懸念がある。
保持温度はＢが比較的短時間で粒界に偏析可能で，かつ，偏析量が多くなる観点から決定され，１０００〜８００℃の範囲が好ましい。また保持中の温度変動は保持温度範囲内に収まっていればば構わないが，Ｂの焼入性向上効果を安定的に確保するためには，最高温度が１０００℃以下，最低温度が８００℃以上の変動に抑えた上で，平均保持温度に対して，±５０℃以内が好ましい。
【００２２】
Ｂの粒界偏析量増加のためには，一定温度で保持するかわりに１℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することでも同様の効果が得られる。Ｂの粒界偏析量を確保するためには急速冷却は好ましくない。１℃／ｓ以下で冷却すれば，等温保持と同等のＢの粒界偏析量が得られる。
粒界偏析量は冷却速度が小さいほど多くなる傾向にあるが，高温から極端に徐冷すると，途中で析出を生じたり，Ａｒ３変態点近傍で徐冷するとフェライト変態を生じる恐れがあるため，好ましくは冷却速度の下限は０．０１℃／ｓとする。
【００２３】
熱間圧延終了から加速冷却開始までに間に，１０００℃以下，８００℃以上の温度で１０〜１００ｓ保持するか，あるいは，熱間圧延終了から加速冷却開始まで１℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することによって，添加量が１〜３ｐｐｍと微量範囲のＢ添加量の場合でもオーステナイト粒界に十分な量の偏析Ｂを確保した後，水冷等により加速冷却し，焼入組織を得る。
【００２４】
本発明においては，加速冷却条件は，冷却速度を３〜１００℃／ｓ，開始温度をＡｒ３変態点以上，終了温度を６５０℃以下とする。加速冷却の冷却速度が３℃／ｓ未満では化学組成によっては変態抑制が十分でなく，変態組織の粗大化とその結果としての強度低下，靭性劣化を招き，好ましくない。
冷却速度は大きいほど焼入組織を得るためには有利であるが，１００℃／ｓを超えて冷却速度を大きくすることは，工業的に困難を伴うとともに，組織抑制効果は飽和する傾向にあるため，本発明においては加速冷却の冷却速度の上限は１００℃／ｓとする。
【００２５】
該加速冷却の開始はＡｒ３変態点以上であることを必須とする。加速冷却開始温度がＡｒ３変態点未満であると，フェライト変態が生じてしまい，もともと母材の焼入性を微量Ｂで高めることを目的とした本発明の目的から逸脱して焼入性を逆に低下せしめることになる上，Ｂの析出も促進され，母材の焼入性が一層低下するため好ましくない。
また，加速冷却の終了温度も６５０℃超であると，変態の一部しか完了しない段階で加速冷却を終了することになり，加速冷却終了後の比較的徐冷される工程で粗大な変態組織を生じるため，これも焼入性向上，及びその結果としての強度・靭性の向上の目的からは逸脱するため，好ましくない。
【００２６】
▲２▼の製造方法は「再結晶オーステナイト域圧延により平均オーステナイト粒径を３０〜１００μｍとし，さらに，未再結晶オーステナイト域で累積圧下率が３０〜８０％の熱間圧延を行った後，オーステナイト再結晶率が１０％以内の間に，冷却速度が３〜１００℃／ｓの加速冷却を開始し，６５０℃以下で終了する」ことを要件とする。
▲２▼の製造方法はオーステナイトが未再結晶の状態において，Ｂを焼入性に有効活用できる方法である。オーステナイトが未再結晶の状態では実質的にオーステナイト粒径が微細化されていることになるため，靭性確保の観点からの平均オーステナイト粒径の期待は▲１▼の製造方法より緩和され，未再結晶域圧延を行う前の再結晶オーステナイトの平均粒径の上限は１００μｍとする。
【００２７】
一方，未再結晶オーステナイトは再結晶オーステナイトよりも実質的に細粒化されているということは，粒界面積とＢ量との関係から決定される平均オーステナイト粒径の下限は逆に限定する必要があり，本発明においては，再結晶オーステナイトの平均粒径の下限は３０μｍに限定する。
▲２▼の製造方法においては，鋼片の加熱温度や圧延条件の調整により再結晶オーステナイト粒を平均で３０〜１００μｍとした後，さらにオーステナイトの未再結晶域で圧延を加える。その際，未再結晶域での累積圧下率は３０〜８０％とする必要がある。未再結晶域圧延を加えるのは，主として変態組織微細化を通した靭性を高めるためであるが，累積圧下率が３０％未満であると，未再結晶域圧延による粒界面積増加効果と転位密度の増加による変態組織微細化が不十分で，靭性向上が十分図られないため好ましくない。
一方，累積圧下率が８０％を超えると粒界面積が課題となり，Ｂが３ｐｐｍ以内であると，粒界へのＢ偏析量が不十分となる恐れがあるため，本発明では焼入性の確保を優先して，未再結晶域圧延の累積圧下率の上限を８０％に限定する。
【００２８】
オーステナイトに偏析したＢはオーステナイトが再結晶した場合には，再結晶にともなって原子の再配列によって前の粒界とは別の位置に新たな粒界が生じるため，粒界偏析は一旦解消されてしまう。そのため，▲１▼の製造方法では変態前にＢを偏析させるための保持あるいは徐冷が必要であった。しかし，オーステナイトの未再結晶域圧延の場合はオーステナイトの粒界は変形するだけであるため，Ｂの偏析は保持される。
従って，▲２▼の製造方法においては，▲１▼の方法におけるようなＢの偏析を促進するような工程は必要ない。ただし，再結晶が進行して，新粒界が形成される前に加速冷却を開始する必要はある。本発明では実験結果に基づいて，焼入性が損なわれないための条件を検討し，再結晶率が１０％以内であれば，実質的に１００％未再結晶域圧延と同等の焼入性を確保できることを知見した。
従って，本発明においては，▲２▼の製造方法において，オーステナイト未再結晶域圧延を行った後，加速冷却開始までのオーステナイト再結晶率は１０％以内に限定する。
【００２９】
▲２▼の製造方法においても，加速冷却要件は▲１▼の製造方法と同じ理由で，冷却速度が３〜１００℃／ｓの加速冷却を開始し，６５０℃以下で終了することとする。なお，加速冷却開始温度は再結晶率が１０％以内であれば，Ａｒ３変態点より必ず高温となるため，特にＡｒ３変態点には限定しない。
以上が，本発明における製造方法に関する要件であるが，本発明では鋼の強度・靭性の調整，残留応力の低減のために，加速冷却後，さらに，焼戻しを施すこともできる。焼戻しを施す場合，焼戻し温度は４５０℃以上，ＡＣ１変態点未満とする。これは，焼戻し温度が４５０℃未満では焼戻しによる強度・靭性の調整効果が過小で好ましくなく，ＡＣ１変態点以上では，逆変態オーステナイトが生成して，組織の不均一化が生じ，特に靭性劣化が著しく，これも好ましくないためである。
以上が本発明における製造条件に関する要件の限定理由である。
【００３０】
溶接性の確保，溶接構造物用鋼として必要な強度・靭性確保のためには，さらに下記に示すように化学組成についても個々に適正化する必要がある。
先ずＣは，強度元素として必須であり，高張力鋼として必要な強度を得るためには，少なくとも０．０２％含有する必要がある。一方，Ｃは溶接性を最も阻害する元素であり，Ｂが０．０００１〜０．０００３％含有していることを前提とした場合に許容できる量として，その上限は０．１５％とする。
Ｓｉは，脱酸元素として，また，母材の強度確保に有効な元素であるが，０．０１％未満の含有では脱酸が不十分となり，また強度確保に不利である。逆に１％を超える過剰の含有は粗大な酸化物を形成して延性や靱性の劣化を招く。また，溶接性も阻害する。そこで，Ｓｉの範囲は０．０１〜１％とした。
Ｍｎは母材の強度，靱性の確保に必要な元素であり，最低限０．１％以上含有する必要があるが，過剰に含有すると，硬質相の生成や粒界脆化等により母材靭性や溶接部の靱性，さらに溶接性も劣化させるため，材質上許容できる範囲で上限を２％とした。
【００３１】
Ｐは不純物元素であり，鋼の諸特性に対して有害であるため，極力低減する方が好ましいが，本発明においては，実用上悪影響が許容できる量として，上限を０．０２％とする。
Ｓも基本的には不純物元素であり，特に鋼の延性，靱性さらには疲労特性に悪影響が大きいため，低減が好ましい。実用上，悪影響が許容できる量として，上限を０．０１％に限定する。ただし，Ｓは微量範囲では，微細硫化物を形成して溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性向上に寄与するため，ＨＡＺ靱性を考慮する場合は，０．０００５〜０．００５％の範囲で添加することは好ましい。
【００３２】
Ａｌは脱酸，加熱オーステナイト粒径の細粒化等に有効な元素であるが，効果を発揮するためには０．００２％以上含有する必要がある。また，前記（１）式に示されるように，Ｂの焼入性向上効果を阻害するＮを固定して母材の焼入性を高めるのに有効である。一方，０．１％を超えて過剰に含有すると，粗大な酸化物を形成して延性を極端に劣化させるため，０．００２％〜０．１％の範囲に限定する必要がある。
Ｔｉは，Ａｌと同様に，窒化物を形成してＮのＢに対する有害性を軽減する上で本発明においては重要な元素であると同時に，母材やＨＡＺ加熱オーステナイト粒径微細化により靭性を向上するため，好ましい元素である。これらの効果を発揮するためには０．００２％以上必要である。一方，０．０５％を超えると粗大なＴｉＮや酸化物を形成して靭性を逆に劣化させる恐れがあるため，本発明においてはＴｉは０．００２〜０．０５％に限定する。
【００３３】
Ｎは，Ｂと結びついてＢＮを形成し，Ｂの焼入性向上効果を阻害する点では有害な元素である。前記（１）式を満足させることは必要であるが，前記（１）式を満足しても，Ｎ含有量が多いとＢの焼入性向上効果が低減する恐れがあるため，前記（１）式を満足することによって十分焼入性が満足できる含有量として，本発明ではＮの上限を０．００５％とする。Ｂの焼入性向上効果を安定に確保するためにはＮ含有量は少ない方が好ましい。
Ｂは，前記したように，０．０００１〜０．０００３％の微量範囲であればＨＡＺの硬化性はＰｃｍの式から予想されるよりも抑制され，かつ，本発明の製造方法により，鋼の製造段階においてはＢが１０ｐｐｍ以上ある場合とほぼ同等の焼入性を達成できることから，本発明ではＢ量を０．０００１〜０．０００３％とする。Ｂ量が０．０００１％未満であると，Ｂが全て固溶状態にあっても十分な焼入性を確保することが困難であり，０．０００３％超では，ＢによるＨＡＺの硬化性が大きくなって溶接性を阻害する懸念がある。
【００３４】
以上が，本発明における化学組成に関する必須要件であるが，本発明においては，強度・靱性の調整のために，必要に応じて，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒの１種または２種以上を含有することができる。
【００３５】
Ｎｉは母材の強度と靱性を同時に向上でき，非常に有効な元素であるが，効果を発揮するためには０．０５％以上の添加が必要である。Ｎｉ量は増加するほど母材の強度・靱性を向上させるが，３％を超えるような過剰な添加では，効果が飽和する一方で，焼入性が過剰となって，溶接性にも悪影響を及ぼすため，本発明ではＮｉ含有量を０．０５〜３％に限定する。
ＣｕもＮｉとほぼ同様の効果を有する元素であるが，効果を発揮するるためには０．０５％以上の添加が必要であり，１．５％超の添加では熱間加工性やＨＡＺ靱性に問題を生じるため，本発明においては，０．０５〜１．５％の範囲に限定する。
【００３６】
Ｃｒは焼入性の向上，固溶強化により強度向上に有効な元素であり，効果を生じるためには０．０５％以上必要であるが，Ｃｒは過剰に添加すると硬さの増加，粗大析出物の形成等を通して，母材やＨＡＺの靱性，溶接性に悪影響をおよぼすため，許容できる範囲として，上限を２％に限定する。
Ｍｏ，Ｗはともに，焼入性の向上，析出強化により強度向上に有効な元素であり，効果を生じるためには０．０５％以上必要であるが，過剰に添加すると硬さの増加等を通して，母材やＨＡＺの靱性，溶接性に悪影響をおよぼすため，許容できる範囲として，上限を２％に限定する。
【００３７】
Ｎｂは，主として変態強化により微量で高強度化に寄与する。また，オーステナイトの加工・再結晶挙動に大きな影響を及ぼすため，母材靱性向上にも有効である。効果を発揮するためには，０．００３％以上は必要である。ただし，０．５％を超えて過剰に添加すると，靱性を極端に劣化させるため，本発明においては，０．００３〜０．５％の範囲に限定する。
Ｖは，主として析出強化により鋼の強度向上に効果を発揮するが，効果を生じるためには０．０１％以上含有させる必要がある。一方，０．５％を超えて過剰に含有させると，増加，粗大析出物の形成等を通して，母材やＨＡＺの靱性，溶接性に悪影響をおよぼす。従って，本発明においては，Ｖを含有させる場合は０．０１〜０．５％の範囲に限定する。
【００３８】
ＴａもＮｂと同様の効果を有し，適正量の添加により強度，靱性の向上に寄与するが，０．０１％未満では効果が明瞭には生ぜず，０．５％を超える過剰な添加では粗大な析出物に起因した靱性劣化が顕著となるため，範囲を０．０１〜０．５％とする。
Ｚｒも強度向上に有効な元素であるが，効果を発揮するためには０．００５％以上必要である。一方，０．１％を超えて過剰に添加すると粗大な析出物を形成して靱性に悪影響をおよぼすため，上限を０．１％とする。
【００３９】
さらに本発明においては，ＨＡＺ靭性，延性の改善の目的で，必要に応じて，Ｍｇ，Ｃａ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅの１種または２種以上を含有することができる。
Ｍｇ，Ｃａ，Ｙ，Ｌａ，Ｃｅはいずれも硫化物の熱間圧延中の展伸を抑制して延性特性向上に有効である。これらの元素からなる介在物により加熱オーステナイト粒径微細化，粒内変態を生じることによりＨＡＺ靱性の向上にも有効に働きく。その効果を発揮するための下限の含有量は，ＭｇとＹは０．０００１％，Ｃａは０．０００５％，Ｌａ，Ｃｅは０．００５％である。一方，過剰に含有すると，硫化物や酸化物の粗大化を生じ，延性，靱性の劣化を招くため，上限を各々，Ｍｇ，Ｃａ，Ｙは０．０１％，Ｌａ，Ｃｅは０．１％とする。
以上が，本発明の要件についての説明である。
【００４０】
【実施例】
以下，実施例に基づいて本発明の効果を示す。
表１，２に示す化学組成の鋼片を用いて，表３，４に示す製造条件により鋼板を試作した。なお，表２には前記（１）式の左辺の値を計算した結果も合わせて示した。試作鋼は真空溶解または転炉により溶製し，インゴットまたは鋳片を鋼板に製造した。
【００４１】
【表１】
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【００４２】
【表２】
2004035946.tif 000004
【００４３】
【表３】
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【００４４】
【表４】
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【００４５】
表３，４の注
（注１）保持：オーステナイト再結晶域で圧延を終了する場合は全圧延終了時のオーステナイト粒径，未再結晶域圧延も行う場合は未再結晶域圧延前の再結晶域圧延終了時のオーステナイト粒径。
（注２）未再結晶上限温度は１００％未再結晶粒となる上限温度。再結晶率は加速冷却開始直前での再結晶率。小型シミュレーション試験結果に基づく推定。（注３）保持：保持温度と保持時間を示す。保持前と保持後・加速冷却前は放冷。冷却：圧延終了から加速冷却開始までの平均冷却速度。放冷または保温カバーにより冷却速度を調整。未再結晶域圧延を行った場合は，圧延終了から加速冷却開始まで放冷。
（注４）圧延後，空冷での実測値。
（注５）焼戻しの保持は，３０分〜２時間の範囲。冷却は全て空冷。
（注６）圧延直後から加速冷却開始。
【００４６】
表３，４の製造方法において，本発明例の中で，未再結晶域圧延を行っている，鋼板番号Ａ４，Ａ６，Ａ８，Ａ１０が請求項２に基づく本発明の例であり，それ以外が請求項１に基づく本発明例である。なお，請求項１に基づく本発明では，熱間圧延後から加速冷却するまでの間を冷却する場合は，１℃／ｓ以下とする必要があるが，実施例の試作鋼の製造においては，熱間圧延後直ちに保温カバーに挿入することで，冷却速度を調整した。
【００４７】
鋼板の機械的性質，溶接性を調べた結果を表５に示す。鋼板の機械的性質は丸棒引張試験，２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験により，強度，靱性を調査したが，試験片は試験片長手方向が圧延報告に直角になる方向で，板厚中心部から採取した。溶接性は，ＪＩＳ　Ｚ３１５８に示されているｙ形溶接割れ試験により耐低温割れ性を調査した。溶接入熱１．７ｋＪ／ｍｍの被覆アーク溶接を行い，低温割れの生じない下限温度（割れ防止最低予熱温度）で耐低温割れ性を評価した。
【００４８】
【表５】
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【００４９】
実施例に関して，鋼板の引張強度と割れ防止最低予熱温度との関係を本発明例と比較例とで比較した結果を図１に示す。
極微量Ｂ添加の中で，鋼板においてＢの焼入性を有効活用している本発明によった鋼板の場合，同一引張強度で比較例と比べれば，明らかに割れ防止最低予熱温度が大きく低下しており，溶接性に優れていることが明白である。
【００５０】
鋼板番号Ｂ１〜Ｂ８の比較例は，下記の理由により，本発明に比べて，溶接性が劣るか，あるいは，引張強度が高められておらず，図１に示す，引張強度と割れ防止最低予熱温度との関係で，本発明例よりも劣るものである。
鋼板番号Ｂ１は，Ｂが過剰なため，耐低温割れ性が本発明のようには改善されていない。
鋼板番号Ｂ２は，Ｎが過剰なため，本発明の製造方法によっても十分な固溶Ｂが確保できないため，同程度の溶接性を有する本発明の鋼板に比べて鋼板強度が低い。
【００５１】
鋼板番号Ｂ３は，個々の組成は本発明範囲内ではあるが，前記（１）式を満足していないため，鋼板番号Ｂ２と同様，十分な固溶Ｂが確保できず，同程度の溶接性を有する本発明の鋼板に比べて鋼板強度が低い。
鋼板番号Ｂ４は，Ｂが無添加であるため，当然本発明の製造方法によっても，Ｂによる焼入性向上は望めないため，同程度の溶接性を有する本発明の鋼板に比べて鋼板強度が低い。
鋼板番号Ｂ５は，Ｃ量が過剰なため，Ｂが極微量添加でも耐低温割れ性は大きく劣り，また，鋼板の靱性も低いため，好ましくない。
【００５２】
鋼板番号Ｂ６〜Ｂ８は，化学組成は本発明を満足しているが，製造方法が本発明を満足していないため，極微量添加のＢを焼入性に十分活用できず，同程度の溶接性を有する本発明の鋼板に比べて鋼板強度が低い例である。
すなわち，鋼板番号Ｂ６は，加速冷却前に保持するプロセスにおいて，保持温度が過大であるため，Ｂの粒界偏析量が十分でなく，また，保持中のオーステナイト粒内へのＢＮ析出も生じている可能性があるため，Ｂの焼入異性向上効果が十分高められておらず，同程度の溶接性を有する本発明の鋼板に比べて鋼板強度が低い。
【００５３】
鋼板番号Ｂ７は，加速冷却前の保持時間が過大であるため，保持中にＢが析出し，また，フェライト変態が生じたため，同程度の溶接性を有する本発明の鋼板に比べて鋼板強度が低い。
鋼板番号Ｂ８は，再結晶域での熱間圧延後，Ｂの粒界偏析に必要な，保持あるいは，冷却速度が１℃／ｓ以下の冷却を行わずに，圧延後直ちに加速冷却に入ったため，Ｂが十分粒界偏析しておらず，その結果，Ｂの焼入性向上効果が発現せず，同程度の溶接性を有する本発明の鋼板に比べて鋼板強度が低い。
以上の実施例から，本発明によって製造した鋼板においては，耐低温割れ性に優れた高張力鋼が製造可能であることが明らかである。
【００５４】
【発明の効果】
本発明により，極微量のＢでも鋼板の焼入性を効率的に高めることが可能であり，その結果，溶接性に優れた高張力鋼が製造可能となり，産業上の効果は極めて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【図１】母材引張強度と割れ防止最低予熱温度の関係を示す図
【図１】
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