(57)【要約】【課題】  引張強度570MPa級以上の強度を有する板厚30mm以上の耐震性と溶接性に優れた高張力鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】  質量％で、C：0.03〜0.15％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.15〜1.30％、Mo：0.05〜0.40％、Nb：0.001〜0.050％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、かつCeq＝C＋Mn/6＋Si/24＋Mo/4＋Cr/5＋Ni/40＋V/14が0.23以上0.45％以下、Pcm＝C＋Si/30＋（Mn＋Cu＋Cr）/20＋Ni/60＋Mo/15＋V/10＋5Bが0.25％以下である鋼を、鋳造後そのままか一度冷却した後に再加熱して、850〜1050℃に保持し、その後、圧延温度範囲を850〜1050℃、かつ850〜950℃の間の総圧下率が50〜95％となるように圧延を行って、圧延終了後には750℃以上の温度から2〜100℃／ｓの平均冷却速度で350℃未満まで冷却し、その後、放冷により250℃未満まで冷却し、250〜550℃で焼き戻し、その後放冷することを特徴とする。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．１５〜１．３０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつＣｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４が０．２３質量％以上０．４５質量％以下、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが０．２５質量％以下である鋼を、鋳造後そのままか一度冷却した後に再加熱して、８５０〜１０５０℃の温度に保持し、その後、圧延温度範囲を８５０〜１０５０℃であって、かつ８５０〜９５０℃の間の総圧下率が５０〜９５％となるように圧延を行って、圧延終了後には７５０℃以上の温度から２〜１００℃／ｓの平均冷却速度で３５０℃未満の温度まで冷却し、その後、放冷により２５０℃未満の温度まで冷却し、２５０〜５５０℃の温度で焼き戻し、その後放冷することを特徴とする、引張強度５７０ＭＰａ級以上の強度を有する板厚３０ｍｍ以上の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項２】
質量％で、さらに、
Ｃｒ：０．００５〜１．０００％、
Ｃｕ：０．００５〜１．０００％、
Ｎｉ：０．００５〜２．０００％、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００５０％
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に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項３】
質量％で、さらに、
Ｖ  ：０．００１〜０．２００％
を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項４】
質量％で、さらに、
Ｔｉ  ：０．００１〜０．１００％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、
Ｍｇ  ：０．０００５〜０．０２００％、
Ｃａ  ：０．０００５〜０．０２００％
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１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項５】
質量％で、さらに、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
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１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
【請求項６】
質量％で、さらに、
Ｎ  ：０．０００１〜０．０１００％
を含有することを特徴とする、請求項１ないし５のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐震性及び溶接性に優れた鋼板、特に板厚３０ｍｍ以上、引張り強さ５７０ＭＰａ級以上の鋼板の製造方法に関するものである。
この製法で製造した鋼材は、造船、橋梁、建築、海洋構造物、圧力容器、ラインパイプなどの溶接構造物一般に用いることができるが、低い降伏比が必要とされる建築構造物においての使用において特に有効である。
【背景技術】
【０００２】
構造物に使用される鋼板に対しては高い強度が要求される一方で、耐震性の観点から低降伏比として例えば８０％以下の値が、溶接性の観点から低Ｐｃｍ（Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ）として例えば０．２５以下の値が、さらに高い溶接熱影響部靭性が求められることが多い。
【０００３】
金属材料の強化機構の多くが転位の易動性低下に基づくことから、一般的に鋼の強化は降伏応力の増大を通じて降伏比の増大を招く。
このことから、たとえば引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ２以上の鋼では８０％以下の降伏比を達成するのは通常の製造方法では困難となる。
また、強度増大に伴い必要な合金元素の添加総量が増大するため、Ｐｃｍは必然的に増大し、しかも溶接熱影響部の硬さ増大などの影響から溶接熱影響部靭性も一般的に低下する。
強度の増大に対して、Ｐｃｍに反映されない合金元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｖ等を用いることも可能であるが、これらの炭化物による析出強化は降伏応力を大幅に増大させるため、低いＰｃｍと高い強度が達成できても低い降伏比を達成するのは困難となる。
このように、鋼板の強度を増大するにあたっては、低い降伏比、低いＰｃｍ、さらに高い溶接熱影響部靭性を確保するのは通常の成分及び製造方法では困難となる。
【０００４】
強度の高い鋼材の降伏比を低減する方法としては、例えば特許文献１に、圧延後の鋼板をＡｒ3点とＡｒ1点の間の温度まで空冷し、その後に加速冷却を実施することで、組織をフェライトとベイナイトやマルテンサイトの混合組織とし、低い降伏比を達成する発明が開示されている。
この方法は、高い強度を確保するために合金元素の添加量を高める必要があるためにＰｃｍが高く、溶接熱影響部靭性が低いという欠点、加速冷却の開始までの時間が長く製造効率が大幅に低下するという欠点、加速冷却開始までに生成するフェライトの体積率が鋼板の部位毎に大きくばらつくことで最終的な鋼板の材質ばらつきが大きいという欠点、フェライト粒径が大きいために母材の靭性が低い欠点など多数の問題点を有する。
【０００５】
さらに、圧延後に焼き入れた後、Ａｃ1とＡｃ3の間の温度まで再加熱し、組織の一部をオーステナイト化した後に急冷し、混合組織とする発明が特許文献２に開示されている。
いずれの方法も低ＹＲ化に有効ではあるが、強度を確保するためにＣを始めとする合金元素の添加量を増大し、硬質第二相となる以前のオーステナイト中の合金元素量を高める必要があるため、溶接熱影響部の靱性や溶接性は低下する。
また、生産性という観点からも、前者の方法ではＡｒ3点とＡｒ1点の間の温度まで冷却するのに時間がかかるために生産性が大きく低下する。
【０００６】
以上挙げたように、生産性や溶接性を損なうことなく強度と靭性が高く降伏比が低い鋼材を生産するためには、上記のような圧延中の待ち時間や２回以上の熱処理を要する製造方法は不適当であり、しかも高い溶接性を確保するためにはＰｃｍを極力低くすることが必要となる。
【０００７】
本発明はＭｏを添加することを最大の特徴とするものであるが、降伏比の低い鋼材に関して、Ｍｏを添加する鋼材およびその製造方法の発明は従来から存在する。それらについて、以下に問題点を記述する。
【０００８】
第一に、Ｍｏ添加を必須として、圧延後に焼きなましを実施することで成形性を高めた鋼材が特許文献３に開示されている。
Ｍｏを添加した場合でも、焼きなましを経て製造される場合には、添加する合金元素の総量が多く、溶接性が大きく低下するため、本発明の目的である高い強度、低い降伏比、優れた溶接性を達成することはこの発明では不可能である。
【０００９】
第二に、Ｍｏ添加を必須として、圧延後に水冷および焼き戻しを実施することで低い降伏比の鋼材を製造する発明が特許文献４に開示されている。
Ｍｏはベイナイトを生成させるのに有効な元素であり、微細なフェライトと残部ベイナイトおよびマルテンサイトを生成させることで降伏比を低減するとされているが、Ｍｏの変態挙動に対する影響は他の元素との添加のバランスや加速冷却の条件等によって大幅に変動するため、単純にＭｏ添加量のみを規定したこの発明では、本発明の目的である高い強度、低い降伏比、優れた溶接性を達成することは不可能である。
【００１０】
第三に、Ｍｏ添加を必須として、圧延の一部をＡｒ3点未満で実施した後空冷することで高温強度と低降伏比を確保する発明が特許文献５に開示されている。
この発明は、空冷のため降伏比は低いものの強度が低いことから、本発明で目的としている高い強度と低い降伏比の両立をはかることはできない。また、圧延の一部をＡｒ3点未満で実施するため、母材の靭性が低下する。
【００１１】
第四に、Ｍｏ添加を必須として、粗粒フェライトとベイナイトの混合組織とすることで高歪速度下でも低降伏比となる発明が特許文献６に示されている。
この発明は、二相域での熱処理を含む製造方法をとることとなるため、生産性が低下することから、工業上の利用は困難となる。
【００１２】
第五に、Ｍｏ添加を必須として、比較的低いＭｎ添加量の鋼成分とし、圧延後空冷によって降伏比が低く、耐火性能にすぐれた鋼材の製造方法が特許文献７に開示されている。
合金成分のバランスとして比較的低いＭｎ添加量でＭｏ添加を必須とすることは降伏比低減のために有効であるが、圧延後に空冷とするこの発明では強度が低く、本発明で目的としている高い強度と低い降伏比の両立をはかることはできない。
【００１３】
第六に、Ｍｏ添加を必須として、フェライトの第一相とフェライト以外の第二相の硬さをそれぞれ規定することで降伏比を低減した発明が特許文献８に開示されている。
この発明では、製造方法が特に限定されておらず、おもに圧延後空冷を行うことを想定した記載がなされている。
この発明では、本発明において主な対象としている５７０Ｎ／ｍｍ２以上の高い強度を有する鋼材の降伏比を低減することは困難である。
【００１４】
第七に、Ｍｏ添加を必須とした耐火鋼に関する発明が特許文献９に開示されている。
この発明では、Ｍｏ添加は降伏比低減のためではなく、高温強度確保のために添加されている。また、製造方法は圧延後空冷であるため、本発明において主な対象としている５７０Ｎ／ｍｍ２以上の高い強度を有する鋼材の降伏比を低減することは困難である。
【００１５】
第八に、Ｍｏ添加を必須として、Ｍｏの焼入性によって軟硬混合組織を得ることで降伏比を低減する発明が特許文献１０および特許文献１１に開示されている。
しかし、本発明が主な対象としている５７０Ｎ／ｍｍ２以上の高い強度を有する鋼材の降伏比を低減する場合には、合金元素の添加量が多くなり、溶接熱影響部靭性が大幅に低下する。
【００１６】
以上のように、降伏比を低減する鋼材およびその製造方法に関してＭｏ添加を必須とする発明は多いものの、いずれもＭｏの変態挙動に対する考え方が焼入性の増大という理解のみであり、マルテンサイト変態以前に生じる種々の変態過程に対する影響度の差異についての理解に基づいた発明は皆無であり、この理解に基づく他元素との添加バランスや圧延及び水冷条件との組み合わせ、さらには製品板厚との関係など変態挙動に及ぼす総合的な規定なしにＭｏ添加のみで高強度、低降伏比、優れた溶接性の鋼材を製造することは不可能である。
【特許文献１】特開平１０−２６５８４４号公報
【特許文献２】特開平０３−１１５５２４号公報
【特許文献３】特開昭５３−０３２８１４号公報
【特許文献４】特開平０１−１７６０２９号公報
【特許文献５】特開平０９−２７９２３０号公報
【特許文献６】特許３２８９５９４号公報
【特許文献７】特開平０４−０５６７２１号公報
【特許文献８】特開平１１−０６１３２４号公報
【特許文献９】特開平０８−３３３６２３号公報
【特許文献１０】特開平０８−２０９２８７号公報
【特許文献１１】特開平０８−２０９２９１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１７】
本発明は、上記した先行技術が２相組織による降伏比の低減に関して、靱性の劣化や生産性の低下、溶接性の低下の問題点を解消し、耐震性及び溶接性に優れた鋼板の製造方法を提供することを課題としている。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
発明者らは、種々の成分、製造条件で製造した鋼板の強度、降伏比や靭性、溶接熱影響部の靭性の調査を進めた結果、鋼中のＭｎやＭｏなどの特定成分の添加量や製造方法の規定が重要であることを新たに知見し、この有効な範囲を限定するに至り、本発明を完成したもので、その要旨とするところは以下の通りである。
【００１９】
（１）  質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．１５〜１．３０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつＣｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４が０．２３質量％以上０．４５質量％以下、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが０．２５質量％以下である鋼を、鋳造後そのままか一度冷却した後に再加熱して、８５０〜１０５０℃の温度に保持し、その後、圧延温度範囲を８５０〜１０５０℃であって、かつ８５０〜９５０℃の間の総圧下率が５０〜９５％となるように圧延を行って、圧延終了後には７５０℃以上の温度から２〜１００℃／ｓの平均冷却速度で３５０℃未満の温度まで冷却し、その後、放冷により２５０℃未満の温度まで冷却し、２５０〜５５０℃の温度で焼き戻し、その後放冷することを特徴とする、引張強度５７０ＭＰａ級以上の強度を有する板厚３０ｍｍ以上の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
【００２０】
（２）  質量％で、さらに、Ｃｒ：０．００５〜１．０００％、Ｃｕ：０．００５〜１．０００％、Ｎｉ：０．００５〜２．０００％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％の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）に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
【００２１】
（３）  質量％で、さらに、Ｖ：０．００１〜０．２００％を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
【００２２】
（４）  質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．１００％、ＲＥＭ：０．００１〜０．１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％の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）ないし（３）のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
【００２３】
（５）  質量％で、さらに、Ａｌ：０．００１〜０．１００％を含有することを特徴とする、上記（１）ないし（４）のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
【００２４】
（６）  質量％で、さらに、Ｎ：０．０００１〜０．０１００％を含有することを特徴とする、上記（１）ないし（５）のいずれか１項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２５】
本発明によれば、耐震性と溶接性に優れた鋼板およびその製造方法を提供することが可能である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２６】
本発明を詳細に説明する。本発明者らは、母材の強度が高くかつ降伏比が低いことに加え、溶接性が良好である、すなわち溶接熱影響部の靭性に優れかつ低Ｐｃｍにより溶接予熱負荷の低い鋼材を、圧延後に水冷を開始するまでの長時間の待ちや２回以上のオフライン熱処理などを行わずに製造する方法について鋭意検討を行った。
この結果、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃ、Ｓｉを中心とした鋼成分の調整と水冷を必須とする製造方法の最適な組み合わせによってフェライト主体の軟質組織とベイナイトあるいはマルテンサイト主体の硬質組織からなる複合組織を安定的に生成することで、前記の高強度、低降伏比、高溶接性鋼板が製造可能であることを見出した。
【００２７】
最も重要な点は、Ｍｏを適量添加することにある。Ｍｏは、焼入性の強い元素として広く知られているが、前記のようにフェライト主体の軟質組織とベイナイトあるいはマルテンサイト主体の硬質組織を作りこむに際し、他の添加元素とのバランスや板厚に応じた合金元素添加、さらには圧延及び水冷を含む鋼板製造プロセスの条件限定により、極めて有効な変態挙動を示すことを見出したことが本発明の根幹をなしている。
【００２８】
固溶体として存在するＭｏは、変態−未変態界面の移動に伴うドラッグにより界面近傍に濃縮され、ある程度変態が進行した後の界面移動を抑制する効果を有している。
このことは、フェライトをある程度生成させた後のフェライト変態継続やパーライト変態の進行がＭｏ添加によって抑制され、残部オーステナイトをベイナイトやマルテンサイト主体の組織とすることが容易になることを意味しており、降伏比を大幅に低減することが可能となる。
また、この組織は比較的低合金で高い引張強さを示すため、従来の同一強度の鋼板に比べると溶接熱影響部靭性にも優れるという特徴を有する。
Ｍｏ量が０．０５％未満ではこの効果は小さく、逆に０．４０％超では溶接熱影響部におけるマルテンサイト分率が増大して溶接熱影響部靭性が大幅に低下するため、Ｍｏの添加量は０．０５％以上０．４０％以下であることが見出された。
【００２９】
次に重要なのは、Ｍｎの添加量を制限することである。Ｍｎは強度増大に必須の元素であり、本発明が対象とする引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ２級以上の場合、最低でも０．１５％以上の添加が必要となるが、逆に１．３０％を超えて添加すると、オーステナイトが安定化してフェライトの確保が困難となるため降伏比が増大する。よって、Ｍｎの添加量を０．１５％以上１．３０％以下と規定した。
【００３０】
さらに、本発明においてはＮｂも重要な元素である。Ｎｂはそれ自体が降伏比を下げる元素ではないが、圧延時に生じるオーステナイトの再結晶によるオーステナイト結晶粒の微細化を促進することおよび再結晶が生じない温度では加工により導入された転位の回復を抑制する。
この二つの作用はいずれもオーステナイトからフェライトへの変態時にフェライトの核生成を促進することによって、フェライトを生成しやすくするために、降伏比の低減に有効である。
Ｎｂのこのような効果は、０．００１％未満の添加では効果がなく、０．０５０％超の添加はＮｂの炭窒化物の析出により降伏比が逆に増大するため、Ｎｂ量を０．００１％以上０．０５０％以下とする必要が有ることが判った。
【００３１】
Ｓｉはその熱力学的な作用によりパーライトの生成を抑制することにより、オーステナイトからフェライト変態が生じたのちの残部オーステナイトがパーライトに変態することを抑制し、より硬質なベイナイトやマルテンサイトへ変態させることに有効であるために添加する。
ただし、過剰に添加すると溶接部に極めて硬質なマルテンサイトを生成させるため０．５０％以下にする必要がある。
【００３２】
Ｃはオーステナイトからフェライト変態が生じる際にフェライトから残部オーステナイト中に分配、濃縮し、残部オーステナイトがベイナイトやマルテンサイトに変態した際にそれらの硬さ（強度）を高めるので、本発明では必須の元素である。
このようなフェライト変態に伴う分配、濃縮が生じるためには０．０３％以上の量が必要であるが、過剰な添加は、溶接部の硬さを過剰に上昇させ溶接部の靱性を低下させるので０．１５％以下に制限することが必要である。
【００３３】
また、本発明に於いてはフェライトの安定的な生成が重要であり、このような観点から、焼き入れ性を向上させる合金元素の添加量を制限することも重要であることが判明し、合金元素による焼き入れ性を示す指標であるＣｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４が０．４５質量％を超えるとフェライトの確保が困難となり、さらに溶接熱影響部靭性が低下すること、一方０．２３質量％未満では降伏比は低いものの５７０Ｎ／ｍｍ２以上の引張強さを達成することが困難となるため、この値が０．２３質量％以上０．４５質量％以下で有ることも必要である。
【００３４】
また、溶接性（溶接割れ）を改善するためＰｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂを０．２５質量％以下とした。
以上が、本発明の鋼の化学成分に対して根幹となるところであるが、以下にその他の選択元素の限定理由を述べる。
【００３５】
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂは、主に鋼の焼き入れ性を増加させて強度を増加させるという観点から必要に応じて添加する。
なかでもＣｒは、先に必須元素として説明したＭｏと同様に、降伏比を低減する元素として必要に応じて添加できる。
この作用は未変態オーステナイトと接して成長するフェライトの界面移動をｄｒａｇ効果を通じて抑制し、フェライトがある程度生成した後に残部オーステナイトをベイナイト、マルテンサイトに変態させるのに有利な元素である。しかし、Ｍｏに比較して、その効果は弱いため、本発明では補助的な役割に使用される。このような効果は、Ｃｒ量が０．００５％未満では効果がなく、１．０００％超では溶接熱影響部靭性がきわめて低下するため、Ｃｒ量を０．００５％以上１．０００％以下と規定した。
【００３６】
Ｃｕは、強度確保のため必要に応じて添加されるが、０．００５％未満の添加ではその効果は小さく、一方、１．０００％を超える添加は溶接性を低下させるため、その範囲を０．００５〜１．０００％とする。
【００３７】
Ｎｉも、強度確保のために必要に応じて添加されるが、０．００５％未満の添加ではその効果は小さく、一方、２．０００％を超える添加は溶接性を低下させるため、その範囲を０．００５〜２．０００％とする。
【００３８】
Ｂも、焼入性の増大に有効な元素であり、その添加量を０．０００１％以上とする。しかし、一方でＢ量の増大は粗大析出物の生成により母材靭性の低下を招くためその上限を０．００５０％とする。
【００３９】
また、Ｖは、析出強化に有効な元素であるため、その添加量を０．００１％以上とする。しかし、一方でＶ量の増大は粗大析出物の生成による母材靭性の低下を招くためその上限を０．２００％とする。
【００４０】
Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａは、鋼板の介在物制御して靱性を向上するためと溶接部靱性を改善するために添加する。特に、溶接部の加熱オーステナイトの微細化や粒内からの変態核生成を通じて母材靱性及び溶接熱影響部靱性を高めることができる。
この効果を発揮するためには、Ｔｉ、ＲＥＭはそれぞれ０．００１％以上、Ｍｇ、Ｃａは０．０００５％以上の添加が必要である。
一方、過剰に添加すると硫化物や酸化物が粗大化して母材靱性や延性の低下をもたらすため、その上限値をＴｉ、ＲＥＭで０．１００％、Ｍｇ、Ｃａで０．０２００％とし、これらに１種または２種以上を添加する。
【００４１】
Ａｌは、脱酸材として有効な元素であり、その添加量を０．００１％以上とする。しかし、一方でＡｌ量の増大は母材靭性の低下を招くためその上限を０．１００％とする。
【００４２】
Ｎは、ＴｉやＡｌとＴｉＮやＡｌＮを形成し、鋳片の再加熱の際に微細析出物としてオーステナイトの粒成長、粗大化を抑制する。
オーステナイトの微細化はフェライト変態を促進し、本発明が意図するフェライトとベイナイトあるいはマルテンサイトの２相組織の生成を容易にする。また、微細析出物のＴｉＮは溶接部の金属組織微細化にも寄与するために溶接部靱性も向上するので、これを添加することができる。
しかし、０．０００１％未満の添加では効果が無く、一方、過度の添加はＴｉＮやＡｌＮを粗大化させ逆に靱性の劣化を招くので、Ｎの添加量は０．０００１〜０．０１００％とする。
【００４３】
本発明に於いては、フェライトの安定的な確保と残部オーステナイトの焼き入れ性が確保され十分な引っ張り強度がえられることが重要である。
そこで、Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｍｏ／４＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で表される焼き入れ性の指標を０．２３質量％以上０．４５質量％以下とした。これが０．２３質量％未満では５７０Ｎ／ｍｍ２の引張強さを達成することが困難であるからである。また、０．４５質量％を超えると鋼の焼き入れ性が過剰となりフェライトの確保が困難となり、さらには溶接部の硬度が過剰となり溶接部靭性が低下するからである。
また、本発明に於いては、溶接性（溶接割れ）を改善する目的のために、Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂを０．２５質量％以下と規定した。
その他、不可避的不純物であるＰ、Ｓの含有量はそれぞれ０．０２０％以下、０．００８％以下が好ましい。
【００４４】
次に上記したような化学成分を有する鋼を用いて、本発明が意図する引張強度で５７０ＭＰａ級以上の強度を有する板厚３０ｍｍ以上の耐震性と溶接性に優れた高張力鋼板の製造方法について説明する。
本発明の製造法に於いて最も重要なのは、基本的にはフェライトとベイナイト、マルテンサイトの２相組織を生成させることにある。これを実現させるために上記した鋼について、さらに以下に説明する圧延、水冷、焼き戻しを適用することによって初めて、引張強度で５７０ＭＰａ級以上の強度を有する板厚３０ｍｍ以上の耐震性と溶接性に優れた高張力鋼板の製造が可能であることを見出した。
【００４５】
まず、第一のポイントは、フェライトを安定的に生成させるための再加熱と圧延の方法であり、具体的には、鋳造後の鋳片そのままか一度冷却した後に再加熱して、８５０〜１０５０℃の温度に保持し、その後、圧延温度範囲を８５０〜１０５０℃であって、かつ８５０〜９５０℃の間の総圧下率が５０〜９５％となるように圧延を行うのである。
この方法によれば、オーステナイト組織を微細化することによって、５７０ＭＰａ級以上の引っ張り強度を発現する鋼成分にもかかわらず安定的にフェライトを生成させることができ、低降伏比を安定的に実現できた。
【００４６】
また、この圧延条件では、フェライトを安定的に生成させることに加えフェライトとベイナイトやマルテンサイトの生成形態も降伏比を低下させる観点から好ましいものが得られることも特性改善の理由のひとつと考えている。
それは、圧延温度を８５０℃以上として、過度に低下させないことによって、オーステナイトの未再結晶温度域での圧下率を過度に増加させず、オーステナイトの扁平を抑制したために、オーステナイト粒界に生成するのが常であるフェライトが圧延方向に並ぶことがなく、残部オーステナイトも同様に扁平化しないので、これが変態して形成されるベイナイト、マルテンサイトの硬質相が層状組織を形成しないためと考えられた。
【００４７】
軟質相と硬質相が層状組織を形成することは、鋼の降伏比を低下させる観点からは好ましくないものと考えられる。
これは、引張試験時（硬質相が引張方向に進展）に硬質相が変形に対して抵抗となり、容易に変形を始めないからである。降伏比を低下させる観点からは軟質層フェライトの中に孤立した硬質相が分布する形態が好ましいと推察され、このような形態が本発明の加熱、圧延条件により達成されるのである。
【００４８】
次に、圧延終了後の冷却条件について説明する。本発明では、圧延終了後に７５０℃以上の温度から２〜１００℃／ｓの平均冷却速度で３５０℃未満の温度まで冷却し、その後、放冷により２５０℃未満の温度まで冷却する。
水冷の開始温度を７５０℃以上としたのは、７５０℃未満とした場合には、多量のフェライトが水冷前の空冷途上で生成することでフェライトは確保できるものの、粗大なフェライトであるために母材の靭性が低下し、さらに空冷から水冷に移行する温度が鋼板の部位毎に変動することでフェライトの体積率に大きな差が生じることを通じて材質の板内における不均一性が顕著になる。そこで本発明では水冷開始温度を７５０℃以上と規定した。
【００４９】
また、水冷時の冷却速度は、本発明の成分範囲で、かつ前記の圧延条件とした場合には非常に幅広い範囲でフェライトの先行生成と残部オーステナイトのベイナイトあるいはマルテンサイトへの変態が生じるため、幅広い範囲を選択することが可能である。
冷却速度が２℃／ｓ未満の場合、フェライト生成後の残部オーステナイトがパーライトへと変態し、目標とする強度が得られないこと、冷却速度が１００℃／ｓ超とすることは技術的に非常に困難であることから、本発明における冷却速度の範囲を２℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下と規定する。
なお、冷却速度が５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の場合には、フェライトの先行生成と残部の低温変態が極めてバランスよく生じることで著しく低い降伏比が達成可能であることから、冷却速度を５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下とすることが望ましい。
また、水冷の停止温度はフェライト変態後の残部オーステナイトを極力パーライト変態させずにベイナイトあるいはマルテンサイト主体の組織とするため、２５０℃未満とする。
【００５０】
次に、焼き戻しの条件について説明する。焼き戻しは、先の冷却で生成したベイナイトやマルテンサイトの硬度を適切なレベルに調整し、過度な硬質相により劣化する靱性を改善する目的で実施することが必要である。また、強制冷却ままの鋼材は、冷却時に変態組織中に導入される可動転位の存在により、変形を開始しやすく、降伏応力が低下している傾向にあるため、これを復元する目的もある。
降伏応力の復元によって、降伏比は増加する傾向となるが、これを極力抑制しながら、前述した焼き戻しの目的を達成するために、以下のような焼き戻し方法を考案した。
【００５１】
まず、焼き戻し温度は、２５０〜５５０℃の通常の焼き戻しに比較してかなり低温で行う。これによって、比較的拡散しやすいＣ原子は移動してセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）などの炭化物としてマルテンサイトから分解し、焼き入れままのマルテンサイトの硬度を低下させ靱性を改善する。また、Ｃ原子は可動転位を固着し、降伏応力の過度の低下を回復させる。
しかし、焼き戻し温度が低いためにＮｂ原子のような拡散しにくい元素は動かず、降伏応力を顕著に増加させるＮｂＣなどの析出は抑制することが可能なのである。
こうして、過度な硬質相により劣化する靱性を改善するとともに冷却によって生成した可動転位をＣ原子で固着するにより降伏応力を回復させるという本発明における焼き戻しの目的を達成することができるのである。
なお、この焼き戻しは、できるだけ短時間で実施することが好ましいので、できれば昇温速度を０．５℃／ｓ以上５℃／ｓ、保持時間を０〜２０分以内で実施することが望ましい。
【実施例１】
【００５２】
種々の化学成分の供試鋼材を用いて、種々の製造条件で製造した板厚３０〜１００ｍｍの鋼板について、母材の引張強さ、降伏比および溶接熱影響部靱性を評価した。
鋼板の化学成分、最終板厚、Ｃｅｑ、Ｐｃｍを表１に、製造条件、母材の引張強さ、降伏比および溶接熱影響部靱性を表２に示す。
【００５３】
引張強さと降伏比は、引張試験により測定した。試験片は、１／４ｔ部（板厚中心と表面との中間）から圧延方向に垂直にＪＩＳ４号サブサイズ引張試験片を採取した。引張強さ、降伏比は同一条件で実施した２本の試験結果の平均値を採用した。
【００５４】
溶接熱影響部靱性は２水準の溶接条件で実施した溶接継手から試験片を採取して試験に供した。溶接方法はサブマージアーク溶接とエレクトロスラグ溶接の２種類とした。
サブマージアーク溶接の場合、突合せ溶接のボンドから０．５ｍｍはなれた場所がシャルピー試験片のノッチ位置に対応するように試験片を採取し、０℃で行った３本の試験における衝撃吸収エネルギーの平均値を採用した。
入熱条件は、例えば、板厚３０ｍｍ、５０ｍｍ、１００ｍｍそれぞれに対応する試験片採取部位及び溶接入熱はそれぞれ２．５ｋＪ／ｍｍ（１／２ｔ部）、４．０ｋＪ／ｍｍ（１／４ｔ部）５．５ｋＪ／ｍｍ（１／４ｔ部）程度である。
【００５５】
エレクトロスラグ溶接の場合、ボックス柱のスキンプレートとダイヤフラムの溶接に相当する継手を作成し、スキンプレート側のボンド部から０．５ｍｍはなれた場所がシャルピー試験片のノッチ位置に対応するように試験片を採取し、０℃で行った３本の試験における衝撃吸収エネルギーの平均値を採用した。
溶接入熱は、例えば、板厚３０ｍｍ、５０ｍｍ、１００ｍｍそれぞれに対して、４０、６０、９０ｋＪ／ｍｍの程度である。
【００５６】
表１、２に示した実施例から、本発明法により製造された鋼板は降伏比が低く、かつ溶接熱影響部靱性に優れ、溶接割れ感受性を示すＰｃｍも低いことから耐震性および溶接性にも優れており、本発明は有効である。
【００５７】
【表１】
2005307313.tif 000002
【００５８】
【表２】
2005307313.tif 000003