(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ ：０．００５％以上、０．０３０％未満、
Ｓｉ：０．００１％以上、０．１０％以下、
Ｍｎ：０．０１％以上、２．０％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．１０％以下、
Ａｌ：０．００１％以上、０．１０％以下、
Ｎ ：０．０００１％以上、０．０１０％以下
を含有し、さらに、
Ｃｒ：０．０１％以上、３．０％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．０１０％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上、２．０％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、
Ｖ ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ｗ ：０．０１％以上、３．０％以下
の内の１種または２種以上を含有し、下記式１で表される溶接割れ感受性指数ＰCMが０．２５以下であり、Ａｒ3点が７８０℃以上であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片を、１０２０℃以上、１３００℃以下に加熱し、その後圧延するにあたり、１０２０℃以下、９２０℃超の範囲での累積圧下率を６０％未満とし、Ａｒ3点未満での累積圧下率を１５％以上、９５％以下となるように行い、圧延終了後冷却することを特徴とする、溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法。
式１： ＰCM＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
なお、式１中の［ ］は各合金元素の添加量を質量％で表したものである。下記式２も同様である。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｂ ：０．０００１％以上、０．００５０％以下
を下記式２の関係を満たすように含有することを特徴とする、請求項１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法。
式２：［Ｂ］／１０．８≦［Ｎ］／１４．０−［Ｔｉ］／４７．９
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｚｒ：０．００１〜０．０１０、
Ｃａ：０．００１〜０．０１０、
Ｍｇ：０．００１〜０．０１０、
Ｈｆ：０．００１〜０．０１０、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０１０
の内の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または２に記載の溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法。
【請求項４】
さらに、Ａｃ1点以下の温度で、焼戻し熱処理を行うことを特徴とする、請求項１ないし３のいずれか１項に記載の溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建築、造船、橋梁および土木等の各分野に用いられる、溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、船舶や建築物等の鋼構造物の大型化に伴い、使用される鋼材の高強度化が進行している。高強度鋼材を使用することで、鋼材の使用量を減らすことができるため、構造物内の空間の拡大や重量の低減といったメリットが得られる。
【０００３】
従来、高強度鋼材を製造するにあたっては、実製造上で安定的に強度と靭性を得るために、加速冷却による焼入れを行った後に焼戻し熱処理を行う方法にて製造するのが一般的である。例えば、特許文献１には、鋼板を圧延後、オフラインで再加熱して焼入れし、さらに焼戻し熱処理を行う発明が開示されている。また、特許文献３、４および５には、鋼板を圧延後、オンラインで焼入れを行い、さらにオフラインで焼戻し熱処理を行う発明が示されている。
【０００４】
しかし、オフラインの焼戻し熱処理は一般に製造時間の増大を招くために生産性の低下が問題となる。そのため、さらに生産性の向上を目差した開発が行われている。例えば、特許文献５には、焼戻し熱処理を行うための加熱炉に誘導加熱方式を用いることで、熱処理時間を短縮する発明が開示されている。
【０００５】
また、生産性向上のために、焼戻し熱処理自体を省略する製造プロセスの開発も行われている。例えば、特許文献６には、高強度鋼材を製造する方法において、７５０℃以上で圧延を行い、その後加速冷却を４５０℃以下の温度まで行う発明が開示されている。また、特許文献７には、高強度鋼材を製造する方法において、１０２０℃未満、９２０℃超の範囲で累積圧下率が１５％以下となるように圧延を行い、９２０℃以下、８６０℃以上の範囲で累積圧下率が２０％以上、５０％以下となるように圧延を行い、その後８００℃以上から加速冷却を行い、７００℃以下、６００℃以上の範囲で加速冷却を停止する発明が開示されている。また、特許文献８には、高強度鋼材を製造する方法において、Ａｒ3点以上で圧延を行い、その後加速冷却を行い５８０〜４５０℃の温度範囲で加速冷却を停止する発明が開示されている。また、特許文献９には、高強度鋼材を製造する方法において、Ａｒ3−１０〜Ａｒ1＋１０℃の範囲で１６％以上、３０％以下の圧延を行い、Ａｒ1点＋５０以下、Ａｒ1点＋１０℃以上の範囲で仕上圧延を行ない、その後空冷する発明が開示されている。また、特許文献１０には、高強度鋼材を製造する方法において、８００℃以上の温度域で圧延を行い、その後冷却する発明が開示されている。さらに、特許文献１１には、高強度鋼材を製造する方法において、８００℃以下での全圧下量を５〜１５ｍｍとし、Ａｒ3点以下で圧延を終了する発明が開示されている。
【０００６】
【特許文献１】特開平０１−１４９９２３号公報
【特許文献２】特開昭５２−０８１０１４号公報
【特許文献３】特開昭６３−０３３５２１号公報
【特許文献４】特開平０２−２０５６２７号公報
【特許文献５】特開２００２−３１７２２７号公報
【特許文献６】特開２００４−２３２０５６号公報
【特許文献７】特開２００５−１２６８１９号公報
【特許文献８】特許第２７７６１７４号公報
【特許文献９】特開平０８−１８８８２３号公報
【特許文献１０】特開平１１−２６９６０２号公報
【特許文献１１】特開平０５−１７１２７１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、上記の特許文献１〜４に開示された発明では、鋼板の製造過程においてオフラインでの焼戻し熱処理が必要であり、そのために生産性の低下が避けられないという問題がある。また、特許文献５に記載の発明では、誘導加熱によるオンラインでの急速加熱の焼戻しを行うために、強度範囲によらず生産性向上が図れる点において有利であるが、紹介されている誘導加熱炉の導入に非常に大きな設備投資が必要であるという問題がある。また、特許文献６に記載の発明では、加速冷却の冷却速度や停止温度の変動による強度の変化を抑えるために、Ｃ量を０．０３％以下に制限しており、その焼入れ性を補うためにＭｎが１．５％以上、Ｍｏが０．２％以下、さらにＢが０．０００３％以上というように合金元素を多く利用している。その結果、合金コストが高くなるという問題点がある。また、特許文献７に記載の発明では、加速冷却の冷却速度や停止温度の変動による強度の変化を抑えるために、Ｃ量を０．０３％以上、０．０７％以下に制限しており、加速冷却を用いる場合は高い生産性で製造が可能であるが、該当成分系で加速冷却を用いない場合は、熱間圧延の仕上温度を低くする必要があり、生産性が低下するという問題がある。また、特許文献８に記載の発明では、強度確保のために、Ｃ量が、規定では０．０１〜０．２０％、さらに実施例では０．０４〜０．１８％となっており、Ｃ量が多いために、この成分系では、加速冷却の冷速や停止温度の変動により、鋼材の強度が必ずしも安定せず、実製造プロセスには適用し難いという問題がある。また、特許文献９に記載の発明では、強度確保のためにＣ量を０．１０％以上、Ｍｏを０．１０％以上、Ｂを０．０００５％以上に規定する等、合金添加量が多いために、合金コストが高いという問題や、溶接割れの問題があり、さらには、溶接時の熱影響部の靭性が低下するという問題もある。また、特許文献１０に記載の発明では、仕上圧延をＡｒ3点以上で行うため、ＹＳおよびＴＳを確保するためには、必要以上に合金元素を多量に添加する必要があるという問題がある。また、特許文献１１に記載の発明では、Ｃ量を０．０３〜０．２０％、Ｓｉ量を０．１０〜０．６０％、Ｍｎを０．９０〜２．５０％とする等、合金添加量が多いために、溶接割れ性に問題がある、さらには溶接時の熱影響部の靭性が低下するという問題等がある。
【０００８】
そこで、本発明は、上記の問題点を有利に解決して、従来に無い低合金成分且つ高い生産性にて、溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法を提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、引張強さ５７０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法に関し、熱間圧延後に空冷することで高い生産性を確保できる製造方法について、実験と解析を通して鋭意研究開発を重ねてきた。その結果、熱間圧延ままで高強度鋼材を製造するプロセスにおいて、鋼のＹＳおよびＴＳを支配する因子を明確化し、従来と比べて高い生産性で、低合金成分にて、高強度鋼材を製造するための知見を得た。
【００１０】
すなわち、引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高強度鋼材を製造するにあたり、熱間圧延ままで４５０ＭＰａ以上の高いＹＳを確保するためには、Ａｒ3点の直上の制御圧延による組織の細粒化による強度上昇よりも、Ａｒ3点以下でのフェライト、ベイナイト、およびパーライト等の変態後の組織を圧延することによる加工強化の方が、実製造上、有効である。
【００１１】
一般に、引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高強度鋼材の製造では、鋼の焼入れ性を高めることを狙って合金元素の成分設計を行う。しかし、焼入れ性を高める合金元素にはＡｒ3点を低下させるものが多い。そのため、Ａｒ3点以下での圧延による加工強化を利用する際には、鋼片の温度が下がるのを待つ時間が長くなり、生産性の低下を招くという問題があること、および、圧延温度の低下に伴い、超音波探傷を行う際の音響異方性が増大する、という問題がある。
【００１２】
また、本発明者らの検討により、Ａｒ3点が低下すると、合金元素の加工誘起析出による析出強化量の低下を招くために、Ａｒ3点以下での圧延による加工強化量が低下する問題が判明している。さらに、Ａｒ3点の低い成分系の場合は上降伏点が消失し易いが、本発明者らの検討により、このような成分系の場合は、Ａｒ3点以下での圧延を大きく行っても上降伏点が回復し難いことが分かっている。そのために高いＹＳを確保するための熱間圧延条件が厳しくなる。
【００１３】
その他、焼入れ性を高める合金元素の多量の添加により、組織中の島状ＭＡの生成量を増大させ、これがＹＳの低下を招くということが知られている。従って、引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高強度鋼材を従来にない低合金系且つ高い生産性で製造するために、従来の高強度鋼の成分設計とは異なり、焼入れ性を向上する元素の添加を極力避けてＡｒ3点を上昇させること、および島状ＭＡの生成を抑制すること、さらに、Ａｒ3点以下での強化量を増大させるために、フェライトおよびベイナイト中での加工誘起析出の速度が速い合金元素を積極的に利用すること、が非常に有効であるとの結論に至った。
【００１４】
本発明者らは、このよう知見に従い、引張強さ５７０ＭＰａ級の高強度鋼材において、Ａｒ3点を従来の高強度鋼材が想定していないレベルまで高温化するための成分組成、熱間圧延の必要条件等、必要な特性を満足するための具体的要件を鋭意検討し、引張強さ５７０ＭＰａ級の強度を達成するのみならず、従来に無い低合金成分且つ高い生産性にて、良好な溶接熱影響部の靭性を得ることのできる本発明を成すに至った。
【００１５】
本発明の要旨は以下に述べる通りである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．００５％以上、０．０３０％未満、Ｓｉ：０．００１％以上、０．１０％以下、Ｍｎ：０．０１％以上、２．０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上、０．１０％以下、Ａｌ：０．００１％以上、０．１０％以下、Ｎ：０．０００１％以上、０．０１０％以下を含有し、さらに、Ｃｒ：０．０１％以上、３．０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．０１０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上、１．０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、２．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｖ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｗ：０．０１％以上、３．０％以下の内の１種または２種以上を含有し、下記式１で表される溶接割れ感受性指数ＰCMが０．２５以下であり、Ａｒ3点が７８０℃以上であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片を、１０２０℃以上、１３００℃以下に加熱し、その後圧延するにあたり、１０２０℃以下、９２０℃超の範囲での累積圧下率を６０％未満とし、Ａｒ3点未満での累積圧下率を１５％以上、９５％以下となるように行い、圧延終了後冷却することを特徴とする、溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法。
式１： ＰCM＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
なお、式１中の［ ］は各合金元素の添加量を質量％で表したものである。下記式２も同様である。
（２） さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１％以上、０．００５０％以下を下記式２の関係を満たすように含有することを特徴とする、上記（１）に記載の溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法。
式２：［Ｂ］／１０．８≦［Ｎ］／１４．０−［Ｔｉ］／４７．９
（３） さらに、質量％で、Ｚｒ：０．００１〜０．０１０、Ｃａ：０．００１〜０．０１０、Ｍｇ：０．００１〜０．０１０、Ｈｆ：０．００１〜０．０１０、ＲＥＭ：０．００１〜０．０１０の内の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）または（２）に記載の溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法。
（４） さらに、Ａｃ1点以下の温度で、焼戻し熱処理を行うことを特徴とする、上記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級の高強度鋼板を合金元素の少ない経済的成分系と生産性の高い非調質の製造方法にて得ることが可能となり、その産業上の効果は計り知れない。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
以下に、本発明における成分組成と圧延条件の限定理由について述べる。
【００１８】
まず、本発明においては、先に述べたように、引張強さ５７０ＭＰａ級の高強度鋼のＹＳおよびＴＳを確保するために、二相域圧延を積極的に利用することが目的であり、その加工誘起析出による強化、および音響異方性の低減や生産性の向上を目的として、従来以上のＡｒ3点の上昇や低合金組成を、圧延条件と併せて実現することが特徴である。
【００１９】
まず、本発明における熱間圧延条件について述べる。
【００２０】
本発明では、Ａｒ3点を７８０℃以上と規定する。本発明ではＡｒ3点以下での圧延を用いることが特徴の一つであり、Ａｒ3点が低いと鋼材の温度がＡｒ3点以下に下がるのを待つ時間が長くなり、生産性を阻害することとなる。Ａｒ3点が７８０℃以上であれば、このような問題を発生させずに生産性の良好な圧延を実施することができる。
【００２１】
本発明では、鋼片を１０２０℃以上１３００℃以下に加熱し、その後圧延する。１０２０℃未満のオーステナイト中で長時間保持するとＮｂやＴｉが粗大析出してしまい、強度上昇に寄与しなくなるロスが大きくなるので、下限を１０２０℃とした。一方、本発明鋼の用途及び成分系から考えて、１３００℃を超える温度で加熱する必要はなく、また１３００℃を超える温度での加熱では不必要に鋼材表面の酸化を助長するので、上限を１３００℃とした。
【００２２】
本発明では、Ａｒ3点以下での圧延による加工誘起析出の最大限の利用を目指すため、フェライトおよびベイナイト中での析出が最も速いＮｂもしくはＴｉを析出強化元素として利用する。この圧延段階でのＮｂ、Ｔｉの析出は圧延歪によって促進される。しかし、高温のオーステナイト中での粗圧延中にＮｂ、Ｔｉの析出が起こると、これら析出物は急速に粗大化し、鋼板製造後の強度上昇には寄与しない無駄な析出となることが、特許文献７に記載の発明により明らかにされている。従って、このオーステナイト中での粗大析出によるロスを最小限に抑えるためには、９２０℃超、１０２０℃以下の温度範囲での圧延を極力行わないことが好ましい。ところが、本発明では、焼入れ性の低下と溶接熱影響部の靭性向上のために特許文献７に記載の発明よりＣの成分範囲を低く制限している。そのため、本発明では、Ｎｂ−Ｃの溶解度積から決まるオーステナイト中での固溶限界温度が低下しており、その結果、９２０℃超、１０２０℃以下での圧延も許容されるが、その許容される累積圧下量の上限は６０％未満である。
【００２３】
次に、本発明のポイントであるＡｒ3点の水準、およびＡｒ3点以下での加工誘起析出の大きさについてであるが、これらは熱間圧延のパススケジュールの影響を強く受ける。
【００２４】
Ａｒ3点は、その上限をＡｅ3点として、圧延歪量が大きい程高くなる。従って、Ａｒ3点直上での歪量を増やすためには、このＡｒ3点直上での累積圧下量を増やすことが望ましく、１０％以上の圧延を行うことが好ましいが、これは必ずしも必要な条件ではない。
【００２５】
Ａｒ3点未満の温度域での圧下に関しては、その圧下量が大きい程、強度が上昇するが、累積圧下量１５％未満ではその強度上昇が充分に得られないこと、および、９５％超では強化が飽和することから、累積圧下量を１５％以上、９５％以下と規定する。
【００２６】
なお、本発明では、このＡｒ3点以下の圧延による加工強化が大きく得られるように成分設計されているので、圧延後は空気中での放冷で構わないが、さらにこの後に加速冷却を行うと強度をさらに上昇させることが可能である。
【００２７】
この際、Ｃ含有量が少なく、ＮｂもしくはＴｉの析出強化を利用しており、さらに島状ＭＡの生成量が少ないため、本発明鋼は水冷停止４００〜６５０℃の広い範囲で、ＹＳおよびＴＳが安定する結果が得られる。但し、この加速冷却の停止温度は、強度上昇を得るために６５０℃以下に設定する必要がある。
【００２８】
さらに、圧延後、空気中での放冷を行った後もしくは加速冷却を行った後に、焼戻し熱処理を行うことによりさらに強度を上昇させ、安定化することも可能である。この焼戻し熱処理の温度は、安定的な強度の確保の観点から、Ａｃ1点以下に制限する必要がある。
【００２９】
以下に、本発明における成分組成の限定理由について述べる。
【００３０】
Ｃは、Ａｒ3点の高温化のため、溶接ＨＡＺ（熱影響部）靭性の向上のため、および、オーステナイト中におけるＮｂの粗大析出を抑制するために、添加量を０．０３０％未満に抑える必要がある。なお、Ｃ添加量を０．００５％未満に抑えると、Ｎｂ、Ｔｉ等の他の合金元素と形成する炭化物の析出量が低下する等により強度が低下するために、０．００５％以上の添加が必要である。
【００３１】
Ｓｉは、強度上昇に有効な元素であり０．００１％以上の添加を行うが、特にＹＳを低下させる残留ＭＡの生成量を減らすために、０．１０％以下に制限する必要がある。
【００３２】
Ｍｎは、強度上昇に有効な元素であり０．０１％以上の添加を行うが、Ａｒ3点を低下させるので添加量を抑えることが望ましいため、２．０％以下と限定する。
【００３３】
Ｎｂは、フェライトまたはベイナイト中での析出が速いために、Ａｒ3点以下での加工誘起析出を得るために有効であり、また、組織の細粒化にも寄与するために、０．００１％以上の添加を行うが、０．１０％超の添加では溶接部ＨＡＺ靭性を著しく低下させるために０．１０％以下と限定する。
【００３４】
Ａｌは、脱酸および加速冷却前のオーステナイト粒径の細粒化等に有効な元素であり、さらに、Ａｒ3点を高温化する効果もあるため、０．００１％以上を添加する必要があるが、０．１０％を超えて添加すると粗大な酸化物の形成により延性・靭性を大きく低下させるため、０．００１〜０．１０％の範囲内とする。
【００３５】
Ｎは、ＡｌやＮｂと結合して、オーステナイト粒の微細化や、フェライトまたはベイナイト中での析出強化に有効な元素であるために０．０００１％以上を添加するが、多量の添加では固溶Ｎ量を増加させ靭性を劣化させるので、上限を０．０１０％に限定する。
【００３６】
Ｃｒは、強度上昇に有効な元素であり、明瞭な強度上昇を得るためには０．０１％以上の添加が必要である。しかし、３．０％超の添加は溶接部ＨＡＺ靭性を低下させるため、Ｃｒを添加する場合は０．０１％以上、３．０％以下の範囲とする。
【００３７】
Ｔｉは、フェライトまたはベイナイト中での析出が速いために、Ａｒ3点以下での加工誘起析出を得るために有効であり、組織の細粒化強化にも大きく寄与し、さらに、強いフェライト安定化元素でありＡｒ3点を高温化することにも寄与する。これらの効果を発揮するためには０．００１％以上の添加が必要であるが、０．０１０％超の添加では溶接熱影響部の靭性を著しく低下させるために、Ｔｉを添加する場合は０．００１％以上、０．０１０％以下の範囲とする。
【００３８】
Ｃｕは、空冷の冷速では焼入れ性を大きく上昇させず、また、析出強化と固溶強化をもたらすために強度上昇に有効な元素である。これらの効果を発揮するためには０．０１％以上の添加が必要であるが、１．０％超の添加では溶接熱影響部の靭性を低下させるため、Ｃｕを添加する場合は０．０１％以上、１．０％以下の範囲とする。
【００３９】
Ｎｉは、強度と靭性を高める効果を有し、これらの効果を得るためには０．０１％以上の添加が必要であるが、２．０％を越える添加ではコストが高くなるため、Ｎｉを添加する場合は０．０１％以上、２．０％以下の範囲とする。
【００４０】
Ｍｏは、組織強化による強度上昇に有効であり、明瞭な強度上昇を得るためには０．０１％以上の添加を必要とするが、０．５０％を超えて添加すると、残留ＭＡの生成によりＹＳを下げること、および溶接熱影響部の靭性を著しく低下させること等の問題があるために、Ｍｏを添加する場合は０．０１％以上、０．５０％以下の範囲とする。
【００４１】
Ｖは、析出強化による強度上昇に有効であり、明瞭な強度上昇を得るためには０．００１％以上の添加を必要とするが、０．０５０％を超える添加では溶接部ＨＡＺ靭性を低下させるため、Ｖを添加する場合は０．００１％以上、０．０５０％以下に限定する。
【００４２】
Ｗは、固溶強化や組織強化により強度上昇に有効な元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上の添加を必要とするが、３．０％を超えて添加するとコストが高くなるため、Ｗを添加する場合は０．０１％以上、３．０％以下の範囲とする。
【００４３】
Ｂは、鋼材に入熱５ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接を行う際、溶接熱影響部の旧オーステナイト粒界上に生成するフェライトの生成を抑制すること、および旧オーステナイトの粒内ではＢＮ析出物を形成しフェライトの生成を促進して強度を下げることにより、溶接部靭性を向上させる効果がある。これらの効果を得るためには０．０００１％以上の添加が必要であるが、０．００５０％を超える過剰なＢは靭性を劣化させることから、上限を０．００５０％に制限する。さらに、鋼材の製造時に、オーステナイト中でＢが固溶している場合は、空冷の冷速でもＡｒ3点を低下させるため、Ｂに関しては、上限を０．００５０％に制限すると共に下記の式２に示されるように添加量を制限する必要がある。従って、Ｂを添加する場合は、０．０００１％以上、０．００５０％以下、且つ式２を満たす範囲とする。
式２：［Ｂ］／１０．８≦［Ｎ］／１４．０−［Ｔｉ］／４７．９
【００４４】
Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、ＨｆおよびＲＥＭに関しては、脱酸や靭性の向上のために添加を行うことができる。これらの効果を得るためには０．００１％以上の添加が必要であるが、コストの問題から上限を０．０１０％と制限する。従って、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、ＨｆおよびＲＥＭを添加する場合は、０．００１％以上、０．０１０％以下の範囲とする。
【００４５】
なお、本発明による成分系は、Ｃをはじめ焼入れ性に寄与する元素の添加を極力避けているため、溶接の際の熱影響部の靭性についても非常に良好な結果を示す。また、前記式１で示した溶接割れ感受性指数ＰCMも０．２５％以下の水準に抑えており、溶接割れも防止される範囲となっている。
【実施例】
【００４６】
表１に示す成分組成の溶鋼を真空溶解炉にて作製しインゴット形に鋳造した。その鋼片を、適宜圧延、鍛造、もしくは切断して、厚さ６０〜５００ｍｍのスラブを作製し、そのスラブに対して、表２に示す条件の熱間圧延、加速冷却、および焼戻し熱処理を行い、厚さ６〜５０ｍｍの厚鋼板とした。
【００４７】
Ａｒ3点温度は圧延方法によっても若干変動するが、本実施例の範囲であれば鋼成分のみによってほぼ確定することができる。表２に示すＡｒ3点温度は、実験データ及び文献から校正した次の式に基づいて計算している。
Ａｒ3＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−１５［Ｎｂ］−５０×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］−１５×［Ｃｒ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｗ］−１０５０×［Ｂ］＋２４．６×［Ｓｉ］＋７００×［Ｐ］＋６０×［Ｔｉ］＋１９０×［Ｖ］＋４０×［Ａｌ］
なお、式中の［  ］は各合金元素の添加量を質量％で表したものである。
【００４８】
【表１】
0004469353.tif 000002
【００４９】
【表２】
0004469353.tif 000003
【００５０】
これらの厚鋼板について、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠の引張試験を行いＹＳおよびＴＳ等を測定した結果を表２中に示す。引張試験片はＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に準拠の１３Ｂ号もしくは１０号試験片を用いた。また、これらの厚鋼板について、ＪＩＳ  Ｚ  ３１５８準拠の斜めｙ型溶接割れ試験を行った結果を表２中に示す。また、これらの厚鋼板について、入熱１０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接時の熱影響部１ｍｍ位置（ＨＡＺ１）に相当する熱サイクルを与えたＪＩＳ  Ｚ  ２２０２に準拠の２ｍｍＶノッチ試験片もしくはサブサイズ２ｍｍＶノッチ試験片を用いて−５℃にてシャルピー試験を行った結果を表２中に示す。なお、各特性の目標値は、ＹＳが４５０ＭＰａ、ＴＳが５７０ＭＰａ、溶接熱影響部靭性が吸収エネルギー１００Ｊ以上、溶接割れ試験は割れないことである。
【００５１】
表１、表２の結果から、本発明法に従った成分組成および製造方法は、ＹＳ、ＴＳおよび溶接割れ等、全て良好な結果を示すことがわかる。これに対し、本発明鋼の範囲を逸脱する比較鋼は、ＹＳ、ＴＳおよび溶接割等の基本特性が少なくとも一つ以上不充分であることが分かる。
【００５２】
また、表１と表２の結果を、Ａｒ3点以下の圧下量を横軸に、ＹＳおよびＴＳを縦軸に取ってプロットした結果を図１に示す。図１中では、本発明鋼は丸、比較鋼は三角にてプロットをしているが、本発明鋼は全て目標の強度範囲を満たす。比較鋼の場合は、強度範囲を満たさないか、もしくは、強度範囲を満たすものの、溶接熱影響部の靭性が悪かったものか、または溶接割れを起こしたものである。
【図面の簡単な説明】
【００５３】
【図１】本発明の実施例による鋼材のＡｒ3点以下の累積圧下率とＹＳ、ＴＳの関係を示す図である。
【図１】
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