(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１％を超えて０．２％まで、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５％を超えて２．５％まで、Ｃｕ：０．０１〜０．６％、Ｎｉ：０．０１〜０．３％未満、Ｃｒ：０．２１〜１．０％、Ｍｏ：０．１５〜１．０％、Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％、Ａｌ：０．０７％以下、Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記（Ａ）式を満足する化学組成を有し、旧γ粒のアスペクト比が、鋼材の厚み中心部では２以上、厚みの１／４部では３以上であり、金属組織の９０％以上が焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織であることを特徴とする靱性と溶接性に優れた調質型高強度鋼材。
０．０５％≦Ｖｓ≦０．２５％    ・・・（Ａ）
ここで、Ｖｓ＝Ｃ＋０．２×Ｍｎ−０．１×Ｎｉ−０．７×Ｍｏ＋０．１×Ｃｕ
式中の元素記号は、各々の元素の含有率（質量％）を表す。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼材用の素材を熱間で圧延する前に、９００℃以上１１００℃未満に加熱したあと、仕上げ温度が７５０℃以上９００℃以下となる圧延を施したのち、７００℃以上から水冷し、その後、Ａc1点以下の温度で焼戻すことを特徴とする靱性と溶接性に優れた調質型高強度鋼材の製造方法。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．１％を超えて０．２％まで、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５％を超えて２．５％まで、Ｃｕ：０．０１〜０．６％、Ｎｉ：０．０１〜０．３％未満、Ｃｒ：０．２１〜１．０％、Ｍｏ：０．１５〜１．０％、Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％、Ａｌ：０．０７％以下、Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記（Ａ）式を満足する化学組成を有することを特徴とする請求項１に記載の鋼材の製造用の連続鋳造鋳片。
０．０５％≦Ｖｓ≦０．２５％    ・・・（Ａ）
ここで、Ｖｓ＝Ｃ＋０．２×Ｍｎ−０．１×Ｎｉ−０．７×Ｍｏ＋０．１×Ｃｕ
式中の元素記号は、各々の元素の含有率（質量％）を表す。
【請求項４】
請求項３に記載の連続鋳造鋳片を鋳造するに際し、下記（ａ）もしくは（ｂ）、またはその両方の処置を施すことを特徴とする連続鋳造方法。
（ａ）鋳型から引き抜かれた鋳片をいったんバルジングさせ、その後、凝固完了位置までに、未凝固部を含む鋳片を圧下する。
（ｂ）凝固完了位置の手前で、鋳片に電磁力を作用させ、未凝固溶鋼を攪拌する。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高度の安全性が要求される揚水型発電所の水圧鉄管や氷海域の海洋構造物などへの使用に好適な、引張強さが８００ＭＰａ以上の優れた靱性、溶接性および経済性を兼ね備えた調質型高強度鋼材とその製造方法、およびその鋼材用の連続鋳造鋳片とその連続鋳造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、溶接鋼構造物の大型化の傾向は顕著になり、これらに使用される厚鋼材には高強度化が求められている。たとえば、揚水型水力発電所の水圧鉄管用に、厚さ５０ｍｍ程度で９５０ＭＰａ級の調質型高強度鋼材が使用されている。このような高強度鋼材では、靱性と溶接性の低下を避けるために、通常、高価なＮｉが多く添加されているため、経済的でない。
【０００３】
特開昭５９−１３６４１８号公報では、Ｎｉを添加しない調質型高強度鋼の製造方法が提案されているが、Ｃ含有量が０．１重量％以下であり、優れた靱性を維持したまま高強度を得るには、Ｃ含有量が不足しており、十分な靱性が得られない。
【０００４】
特公昭６３−５８９０６号公報では、金属組織が焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織となる調質型高強度鋼およびその製造法が記されているが、Ｔｉを添加していないため鋼片を圧延するために加熱するときにγ粒が粗大化するため、鋼材の靱性が劣化しやすい。また、Ｔｉを添加していないため、鋳片表面に割れが発生しやすく、鋳片表面の手入れなどが必要であり、製造コストが高いという問題がある。
【０００５】
高強度で低温靱性などに優れた鋼材を安価に製造する方法として、比較的安価なＭｎの含有率を高めて、連続鋳造法により鋳片を得るのが効果的な方法であるが、Ｍｎ含有率が１％を超えるような鋼の連続鋳造鋳片では、鋳片の厚み中心部にＭｎが著しく偏析しやすい。厚み中心部にＭｎが偏析すると、その鋳片を素材とした鋼材の低温靱性は著しく低下するという問題がある。
【０００６】
特開平８−１４３９５５号公報では、直接焼入れ焼戻し型の調質型高強度鋼の製造方法に関し、焼戻しを行う炉の温度を焼戻し温度よりかなり高めに設定し、板厚方向に焼戻し温度の傾斜をつける方法が提案されている。しかし、この方法では、わずかな焼戻し温度の変化によって靱性が著しく変動するため、不安定な製造法であり、高靱性の高強度鋼を安定して製造するには適していない。
【０００７】
上述するように、厚さ５０ｍｍ程度で９５０ＭＰａ級の高強度鋼材において、優れた靱性、溶接性および経済性を兼ね備えた調質型高強度鋼材とその製造方法、およびその鋼材用の連続鋳造鋳片とその連続鋳造方法は、実用化されていないのが現状である。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
揚水型水力発電所の水圧鉄管用などに用いられるような調質型高強度鋼材とその鋼材用連続鋳造鋳片、およびそれらの製造方法には、次に示すような問題点がある。
【０００９】
▲１▼靱性と溶接性を確保するために、Ｎｉを添加することが行われるが、高価なＮｉを用いるので経済的でない。
【００１０】
▲２▼経済性の確保を目的に、ＮｉやＴｉを含有せず、かつ連続鋳造した鋳片では、鋳片表面に割れや鋳片内部に中心偏析が発生しやすい。そのため、その鋳片を素材とした鋼材では、表面欠陥が発生したり、低温靱性が悪くなる。
【００１１】
▲３▼鋼材の全厚みにわたって均一な金属組織や靱性などの性能を確保するために、炉の温度を焼戻し温度よりかなり高めに設定する方法では、わずかな焼戻し温度の変化によって靱性が著しく変動する。
【００１２】
本発明は、引張強さが８００ＭＰａ以上の優れた強度、靱性、溶接性および経済性を兼ね備えた調質型高強度鋼材とその製造方法、およびその鋼材用の連続鋳造鋳片とその連続鋳造方法を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）〜（４）に示す調質型高強度鋼材とその製造方法および連続鋳造鋳片とその連続鋳造方法にある。
【００１４】
（１）質量％で、Ｃ：０．１％を超えて０．２％まで、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５％を超えて２．５％まで、Ｃｕ：０．０１〜０．６％、Ｎｉ：０．０１〜０．３％未満、Ｃｒ：０．２１〜１．０％、Ｍｏ：０．１５〜１．０％、Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％、Ａｌ：０．０７％以下、Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記（Ａ）式を満足する化学組成を有し、旧γ粒のアスペクト比が、鋼材の厚み中心部では２以上、厚みの１／４部では３以上であり、金属組織の９０％以上が焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織である靱性と溶接性に優れた調質型高強度鋼材。
【００１５】
０．０５％≦Ｖｓ≦０．２５％    ・・・（Ａ）
ここで、Ｖｓ＝Ｃ＋０．２×Ｍｎ−０．１×Ｎｉ−０．７×Ｍｏ＋０．１×Ｃｕ
式中の元素記号は、各々の元素の含有率（質量％）を表す。
【００１６】
（２）上記（１）に記載の鋼材用の素材を熱間で圧延する前に、９００℃以上１１００℃未満に加熱したあと、仕上げ温度が７５０℃以上９００℃以下となる圧延を施したのち、７００℃以上から水冷し、その後、Ａc1点以下の温度で焼戻す靱性と溶接性に優れた調質型高強度鋼材の製造方法。
【００１７】
（３）質量％で、Ｃ：０．１％を超えて０．２％まで、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５％超えて２．５％まで、Ｃｕ：０．０１〜０．６％、Ｎｉ：０．０１〜０．３％未満、Ｃｒ：０．２１〜１．０％、Ｍｏ：０．１５〜１．０％、Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％、Ａｌ：０．０７％以下、Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、下記（Ａ）式を満足する化学組成を有する上記（１）に記載の鋼材の製造用の連続鋳造鋳片。
【００１８】
０．０５％≦Ｖｓ≦０．２５％    ・・・（Ａ）
ここで、Ｖｓ＝Ｃ＋０．２×Ｍｎ−０．１×Ｎｉ−０．７×Ｍｏ＋０．１×Ｃｕ
式中の元素記号は、各々の元素の含有率（質量％）を表す。
【００１９】
（４）上記（３）に記載の連続鋳造鋳片を鋳造するに際し、下記（ａ）もしくは（ｂ）、またはその両方の処置を施す連続鋳造方法。
【００２０】
（ａ）鋳型から引き抜かれた鋳片をいったんバルジングさせ、その後、凝固完了位置までに、未凝固部を含む鋳片を圧下する。
（ｂ）凝固完了位置の手前で、鋳片に電磁力を作用させ、未凝固溶鋼を攪拌する。
【００２１】
本発明者らは、前述の本発明の課題を、次のようにして解決した。
（イ）Ｔｉを含有せず、またＮｉを含有しないか、含有する場合でも、その含有率を抑え、Ｍｎを１．５％を超えて２．５％まで含有する鋼を連続鋳造する場合に、鋳片表面に割れや鋳片内部に中心偏析が発生しやすい。本発明の鋳片およびその連続鋳造方法では、ＡｌおよびＮの含有率を制限し、鋳片表面の割れの原因であるＡｌＮの析出を極力抑制することにより、Ｔｉを含有していない場合でも鋳片表面の割れを防止する。
【００２２】
（ロ）前述する（Ａ）式で示すようにＶｓを適正な範囲の値とすることにより、Ｍｎが鋳片の厚み中心部に偏析することを防止できる。また、本発明の方法では、鋳片をいったんバルジングさせ、その後、凝固完了位置までに未凝固部を含む鋳片の位置を圧下するか、または電磁力を作用させて未凝固溶鋼を攪拌する処置を施す。もしくは、両方の処置を施す。これにより、さらに、中心偏析の発生を防止できる。
【００２３】
（ハ）鋳片を熱間で鋼材に加工する前の加熱工程で、９００〜１１００℃未満に加熱し、圧延の仕上げ温度を７５０〜９００℃とし、その後直接焼入れするときに、７００℃以上から水冷し、その後、Ａc1点以下の温度で焼戻す。これにより、微細なγ粒となり、金属組織の９０％以上を焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織とすることができ、また、旧γ粒のアスペクト比が、板厚の中心部で２以上、厚みの１／４部で３以上とすることができる。したがって、強靱性の高強度鋼材を得ることができる。このような鋼材は、高度の安全性が要求される揚水型発電所の水圧鉄管や氷海域の海洋構造物などへの使用に好適である。
【００２４】
【発明の実施の形態】
本発明が対象とする調質型高強度鋼材を製造するのに好適な鋳片の化学組成、連続鋳造方法、鋼材の化学組成と金属組織および鋼材の製造方法について、以下に詳しく説明する。なお、各成分の含有率の％表示は質量％を意味する。
【００２５】
（１）化学組成
鋳片および鋼材の化学組成は同じであるので、下記に一括して説明する。
【００２６】
Ｃ：０．１％を超えて０．２％まで
Ｃは、鋼材の強度を確保する目的で添加する。０．１％以下では焼入性が不足して８００ＭＰａの引張強さを確保するのが困難であり、また靱性も劣化する。強度と靱性を確保するために、０．１％を超えて添加することが必要である。しかし、Ｃ含有率が０．２％を超えると、鋼材の靱性が低下するだけでなく、溶接時の熱影響部の硬度が上昇しやすい。すなわち、溶接割れ感受性が高くなる。したがって、Ｃ含有率は０．１％を超えて０．２％までとする。
【００２７】
Ｓｉ：０．０２〜０．６％
Ｓｉは、鋼の脱酸を目的に精錬中に添加される。脱酸の効果を発揮するために、０．０２％以上含有させる。しかし、Ｓｉ含有率が０．６％を超えると、鋼材および溶接時の熱影響部の靱性を劣化させる。したがって、Ｓｉ含有率は０．６％以下とする。
【００２８】
Ｍｎ：１．５％を超えて２．５％まで
Ｍｎは、本発明において重要な元素で、鋼材の強度を上昇させる。本発明が対象とする揚水型発電所の水圧鉄管や氷海域の海洋構造物などに使用される引張強さが８００ＭＰａ以上の高強度鋼用鋼材には、１．５％を超えるＭｎ含有率が必要である。しかし、Ｍｎ含有率が２．５％を超えると、鋳片の厚み中心部のＭｎの偏析が顕著になり、そのため、鋼材やその溶接部の靱性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有率は１．５％を超えて２．５％までとする。望ましい範囲は、１．５％を超えて２．０％まで、さらに望ましい範囲は、１．５％を超えて１．８％までである。
【００２９】
Ｃｕ：０．０１〜０．６％
Ｃｕは、必要に応じて添加する元素である。Ｃｕは、焼入性を向上し鋼材の強度を上昇させる効果がある。しかし、Ｃｕ含有率が０．６％を超えると、鋼材とその溶接部の靱性が劣化する。したがって、Ｃｕ含有率は０．０１〜０．６％とする。添加する場合の望ましい範囲は、０．１５〜０．６％である。焼入性を向上し鋼材の強度を上昇させるためには、０．１５％以上含有させるのが望ましい。
【００３０】
Ｎｉ：０．０１〜０．３％未満
Ｎｉは、必要に応じて添加する元素である。Ｎｉは、低温靱性、とくに、脆性亀裂伝播停止特性や溶接性に重要な元素である。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、０．３％以上含有させると、経済性が悪くなる。したがって、Ｎｉ含有率は０．０１〜０．３％未満とする。さらに望ましい範囲は、０．０１〜０．１％である。
【００３１】
Ｃｒ：０．２１〜１．０％
Ｃｒは、必要に応じて添加する元素である。Ｃｒは、主として鋼材の焼入性を向上させることにより、厚みの厚い鋼材の内部の強度および靱性を改善する。これらの効果を得るためには、０．２１％以上含有させるのが望ましい。しかし、Ｃｒ含有率が１．０％を超えると、鋼材の靱性や溶接性が劣化する。したがって、Ｃｒ含有率は０．２１〜１．０％とする。強靱性などの観点から、望ましい範囲は、０．２１〜０．６％である。
【００３２】
Ｍｏ：０．１５〜１．０％
Ｍｏは、必要に応じて添加する元素である。Ｍｏは、鋼材の焼入性および焼戻軟化抵抗を向上させる。これらの効果を得るためには、０．１５％以上含有させるのが望ましい。しかし、Ｍｏ含有率が１．０％を超えると、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の靱性、とくに、溶接時の熱影響部の靱性が劣化する。したがって、Ｍｏ含有率は０．１５〜１．０％とする。ＭｏもＮｉと同様に高価な元素であるので、望ましい範囲は、０．１５〜０．６％である。
【００３３】
Ｖ：０．００１〜０．１％
Ｖは、必要に応じて添加する元素である。Ｖは、鋼材の焼戻軟化抵抗を増大させる。そのため、焼戻し温度を十分高温にすることが可能となるので、鋼材の強度および靱性が向上する。しかし、Ｖ含有率が０．１％を超えると、鋼材の靱性が劣化する。したがって、Ｖ含有率は０．００１〜０．１％とする。これらの効果を得るためには、０．０１％以上含有させるのが望ましい。
【００３４】
Ｎｂ：０．００５〜０．０６％
Ｎｂは、γ温度域の低温側で微細なＮｂ炭窒化物を形成するので、γ粒が微細になる。さらに、析出したＮｂ炭窒化物は、圧延によって加工を受けた未再結晶γ粒の回復および再結晶を抑制する効果があるので、鋼材の靱性の確保に効果的である。これらの効果を得るためには、０．００５％以上含有させる必要がある。しかし、Ｎｂ含有率が０．０６％を超えると、鋼材の溶接時の熱影響部の靱性を著しく劣化させる。したがって、Ｎｂ含有率は０．００５〜０．０６％とする。望ましい範囲は、０．００５〜０．０３％である。
【００３５】
Ｂ：０．０００５〜０．００２５％
Ｂは、微量含有するだけで、鋼材の焼入性を向上させ、鋼材の厚み中心部の組織をマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織とする。この効果を得るためには、０．０００５％以上含有させる必要がある。しかし、Ｂ含有率が０．００２５％を超えると、鋼材および溶接時の熱影響部の靱性が大幅に劣化する。したがって、Ｂ含有率は０．０００５〜０．００２５％とする。望ましい範囲は、０．０００５〜０．００２０％である。
【００３６】
Ａｌ：０．０７％以下
Ａｌは、一般に脱酸および組織の微細化のために添加される元素である。しかし、後述するＮ含有率を条件にした場合に、Ａｌ含有率が０．０９％を超えると鋳片表面に割れが発生する場合がある。また、０．０７％を超えると、鋼材の溶接時の熱影響部の靱性が劣化し、また熱処理によって鋼材の金属組織を微細化しても、靱性、とくに脆性亀裂伝播停止特性が悪くなる。したがって、Ａｌ含有率は０．０７％以下とする。望ましい範囲は、０．０３〜０．０７％である。０．０３％未満では、鋳片の加熱時にＡｌＮが固溶し、そのため、鋼材の冷却時にＢＮが生成するので、Ｂの焼入性が著しく損なわれる。
【００３７】
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、不可避的不純物であり、含有率は少ないほどよい。前述するようなＡｌ含有率を条件に、Ｎ含有率が０．００８％を超えると、と鋳片表面に割れが発生する場合がある。また、０．００６％を超えると、鋼材および溶接時の熱影響部の靱性が著しく低下する。したがって、Ｎ含有率は０．００６％以下とする。
【００３８】
Ｖｓ：０．０５〜０．２５％
Ｖｓは、前述した（Ａ）式で定義する式であり、連続鋳造鋳片の厚み中心部に発生するＭｎの偏析の発生のしやすさを表す式である。Ｖｓが０．２５％を超えると、連続鋳造鋳片にＭｎの中心偏析が著しく発生しやすくなる。また、０．０５％未満では、鋼材の強度を確保できない。したがって、Ｖｓは０．０５〜０．２５％とする。好ましい範囲は、０．０８〜０．１５％である。
【００３９】
Ｐｃｍ：Ｐｃｍは、一般に用いられる溶接割れ感受性組成で、下記（Ｂ）式で定義される式である。気温３０℃、湿度８０％の雰囲気で溶接するとき、本発明が対象とする鋼材の溶接時の低温割れが防止できる予熱温度を１５０℃以下とするためには、Ｐｃｍを０．３２％以下とするのが望ましい。
【００４０】
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ  ・・・（Ｂ）
（２）連続鋳造方法
本発明が対象とする鋼材の鋳片を連続鋳造する場合に、特開平９−５７４１０公報などに開示される技術を利用するのが好適である。すなわち、鋳型から引き抜かれた鋳片を、いったんバルジングさせ、凝固完了位置までに圧下ロール対により、バルジング相当量の厚みを圧下する方法である。ただし、バルジングさせた鋳片の厚み相当量全てを圧下するかどうかは、その鋼の化学組成ごとに決めればよい。中心偏析が発生しにくい化学組成の鋼の場合には、バルジング相当量以下でも構わない。また、鋳片の凝固完了位置までに、電磁攪拌装置を用いて鋳片内部の未凝固溶鋼を攪拌するのがよい。これらのバルジング後圧下や電磁攪拌により、Ｍｎ含有率の多い鋳片厚み中心部の中心偏析の発生をより効果的に防止できる。
【００４１】
本発明で規定する化学組成を有し、前述する（Ａ）式を満足する化学組成のとき、鋳片のＭｎの中心偏析度は３以下となる。Ｍｎの中心偏析度とは、鋳片厚み中心部のＭｎ含有率をＭｎのレードル分析値で除した値Ｍｎ／Ｍｎ0 である。このＭｎの中心偏析度が３以下では、鋳片の中心偏析が鋼材には残存しなくなる。
【００４２】
（３）鋼材の金属組織
本発明が対象とする引張強さが８００ＭＰａ以上の調質型高強度鋼では、調質後の鋼材は、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、上部ベイナイト組織とするのがよい。鋼材の強度は、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、上部ベイナイトの順に高く、上部ベイナイト組織がもっとも強度が低い。したがって、高い強度を得るために、焼戻しマルテンサイトを利用することが効果的であるが、焼戻しマルテンサイト一相の金属組織とするよりも、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織とすることによって、衝撃試験の破面における破面単位が小さくなり、高強度と高靱性を両立させることができる。したがって、本発明では、焼戻マルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織が９０％以上存在する金属組織とする。
【００４３】
また、旧γ粒のアスペクト比については、板厚の中心部で２以上、厚みの１／４部で３以上とする。このような金属組織は、仕上げ温度を７５０〜９００℃である未再結晶γ温度域の低温域とすることにより得られる。旧γ粒中にマルテンサイトや下部ベイナイトの核生成サイトとなる箇所を数多く導入することを目的とし、核生成サイトを数多く導入することにより、再結晶γから変態するよりも微細で強度および靱性に優れた金属組織を得ることができる。ただし、アスペクト比が大きすぎると、機械的特性の異方性が大きくなるため、アスペクト比は３０以下とするのが望ましい。
【００４４】
（４）鋼材の製造方法
鋳片を熱間で鋼材に圧延する前の加熱工程で、９００〜１１００℃未満に加熱する。鋳片の加熱温度を９００℃以上とすることにより、鋳片全体の金属組織を完全にγ組織とするためである。加熱温度の上限を１１００℃未満とするのは、１１００℃以上では、鋳片中のＡｌＮの固溶が著しく起こり、固定されないＮが生成する。この固定されていないＮは、圧延中または圧延後の冷却時に、Ｂと結合するために、ＢＮが析出する。そのため、鋼材の焼入性が著しく損なわれる。したがって、鋳片の加熱温度は９００〜１１００℃未満とする。
【００４５】
圧延仕上げ温度は７５０〜９００℃とする。仕上げ温度は低い程、優れた靱性を得ることが可能であるが、７５０℃未満では、後述する水冷開始温度を７００℃以上とすることができない。仕上げ温度が９００℃を超える場合には、未再結晶γ温度域で十分な圧延を行えない。したがって、圧延仕上げ温度は７５０〜９００℃とする。
【００４６】
圧延後に直接焼入れする場合、水冷開始温度は７００℃以上とする。７００℃未満では、焼戻し後の金属組織を、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織が９０％以上存在する金属組織とすることができず、強度と靱性ともに劣化する。
【００４７】
焼戻し温度はＡc1点以下とする。Ａc1点を超える場合には、焼戻しした金属組織中にγ組織が生成し、強度が劣化する。したがって、Ａc1点以下とする。
【００４８】
【実施例】
湾曲型連続鋳造機を用いて、表１に示すＸ１〜Ｘ２４の化学組成の鋼を、厚み２００ｍｍ、幅２０００ｍｍの矩形断面鋳片に、速度１．０ｍ／分で鋳造した。なお、以下の記載では、各成分の含有率の％表示は質量％を意味する。
【００４９】
【表１】
0004314448.tif 000002
【００５０】
一部の試験では、未凝固部を含む鋳片を総バルジング量３０ｍｍまでいったんバルジングさせ、その後、凝固完了位置までにバルジング相当量の厚みを圧下するか、または、鋳片の二次冷却帯に配置した電磁攪拌装置を作動させて、未凝固溶鋼を攪拌した。その他の試験では、両者を行うか、両者とも行わなかった。表２に、各試験毎の連続鋳造における試験条件を示す。
【００５１】
【表２】
0004314448.tif 000003
【００５２】
各試験において、定常の鋳造状態に相当する鋳片の部分から、鋳造方向の長さ１ｍの鋳片サンプルを採取した。これらの鋳片サンプルの鋳片の幅方向および厚み方向の中心部から、直径２ｍｍのドリル刃により切り削を採取して、Ｍｎを分析した。この分析値ＭｎをレードルＭｎ分析値Ｍｎ0 で除したＭｎの中心偏析度Ｍｎ／Ｍｎ0 を求めた。
【００５３】
得られた各試験条件毎の鋳片を素材として、５０〜７２ｍｍ厚みの鋼材に熱間圧延を行い、さらに、直接焼入れを行った。その後、焼戻しの熱処理を行った。表３に、熱間圧延試験および焼入れ、焼戻しの熱処理条件を示す。
【００５４】
【表３】
0004314448.tif 000004
【００５５】
また、得られた鋼材について、以下に示す試験を行った。引張試験は、ＪＩＳＺ  ２２０１で規定される４号試験片を、またシャルピー衝撃試験は、ＪＩＳＺ  ２２０２で規定される４号試験片を、それぞれ鋼材の厚み中心部相当の位置から圧延方向に垂直な方向に採取して、試験を行った。
【００５６】
得られた鋼材の金属組織観察を、次のように行い、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイト組織の合計の割合およびアスペクト比を調査した。焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイト組織の割合は、透過型電子顕微鏡により２０視野以上観察して測定した。アスペクト比は、鋼材の厚み（ｔ）方向で１／２ｔ部および１／４ｔ部から試験片を採取し、２％ナイタール腐食を行った後、２００倍の光学顕微鏡で観察して測定した。
【００５７】
低温割れ防止温度は、ＪＩＳ  Ｚ  ３１５８で規定されるｙ割れ試験において、気温３０℃、湿度８０％の雰囲気で溶接し、割れが発生しない予熱温度を測定した。さらに、溶接熱影響部の靱性については、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２で規定される４号試験片を、溶接熱影響部の位置から採取して、入熱５kJ／ｍｍ相当の熱サイクルを与え、０℃でシャルピー衝撃試験を行った。
【００５８】
各試験条件および各試験結果を表４〜表６に示す。
【００５９】
【表４】
0004314448.tif 000005
【００６０】
【表５】
0004314448.tif 000006
【００６１】
【表６】
0004314448.tif 000007
【００６２】
本発明例の試験Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５および比較例の試験Ｎｏ．６〜Ｎｏ．９では、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎおよび前述する（Ａ）式で表されるＶｓの化学組成と、バルジング後圧下および電磁攪拌とが、鋳片表面の割れやＭｎの中心偏析度に及ぼす影響調査の試験を行った。
【００６３】
本発明で規定する化学組成の条件範囲内である試験Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５では、鋳片表面およびＭｎの中心偏析度とも、良好な結果であった。Ｍｎの中心偏析度は、バルジング後圧下と電磁攪拌を行わなくても、良好であったが、両者を行った方が、Ｍｎの中心偏析度は小さかった。
【００６４】
試験Ｎｏ．６およびＮｏ．７では、鋳片に割れは発生しなかったが、Ｍｎの中心偏析度が３．１〜３．２で悪かった。前述する（Ａ）式で表されるＶｓが０．３２４〜０．３９０で高かったためである。試験Ｎｏ．８およびＮｏ．９では、Ｍｎの中心偏析度は良好であったが、鋳片表面に横割れが著しく発生した。ＡｌまたはＮ含有率が高かったためである。
【００６５】
本発明例の試験Ｎｏ．１０〜Ｎｏ．２０では、表１に示す鋼の内の本発明で規定する化学組成とＶｓを満足する鋼Ｘ１〜Ｘ９を用い、表３に示す圧延条件および焼入れ焼戻し熱処理の内の本発明で規定する条件を満足する条件Ａ〜Ｄで試験した。連続鋳造では、試験Ｎｏ．１７ではバルジング後の圧下を行わず、電磁攪拌は実施し、試験Ｎｏ．１８では、バルジング後の圧下および電磁攪拌も実施しなかった。
【００６６】
鋳片のＭｎの中心偏析度Ｍｎ／Ｍｎ0 は、試験Ｎｏ．１８で２．２と高めであったが、それ以外では、１．１〜１．８で低かった。これらの鋳片を素材とした鋼材は、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織が９１〜９８％存在する金属組織で、本発明で規定する条件を満足した。また、鋼材の厚み中心部と１／４ｔ部の旧γ粒のアスペクト比は、本発明で規定する条件を満足し、それぞれ３．２以上、５．１であった。鋼材の引張強さは８８３〜１００４ＭＰａ、ｖＴｓは−６６〜−７２℃であり、高強度高靱性の鋼材であった。さらに、溶接時の低温割れが防止できる予熱温度が１２５℃以下、熱影響部のｖＥｏは５８〜９２Ｊとなり、優れた溶接性および溶接部靱性が得られた。
【００６７】
比較例の試験Ｎｏ．２１では、本発明で規定する化学組成の鋼を用い、鋼材の製造条件の鋳片の加熱温度を本発明で規定する下限外の８８０℃で加熱して圧延した。加熱温度が低すぎて、十分なγ組織とならなかったために、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織が、本発明で規定する下限外の７６％にしかならず、さらに、引張り強さが７４６ＭＰａと低かった。
【００６８】
比較例の試験Ｎｏ．２２およびＮｏ．２３では、本発明で規定する化学組成の鋼を用い、鋼材の製造条件の鋳片の加熱温度を本発明で規定する上限外の１１２０℃で加熱し、かつ、圧延の仕上げ温度を本発明で規定する上限外の９４０℃で圧延した。加熱温度が高すぎるために、ＡｌＮの再溶解が起こり、焼入性が低下し、とくに、Ｍｎ含有率が低めの試験Ｎｏ．２２では、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織が、本発明で規定する下限外の７１％にしかならず、引張り強さが７３４ＭＰａと低かった。また、仕上げ温度が高いため、未再結晶γ温度域での圧延が十分に行えず、鋼材のアスペクト比が低く、とくに、試験Ｎｏ．２３では、ｖＴｓが−４２℃と高くなり、靱性が悪かった。
【００６９】
比較例の試験Ｎｏ．２４では、本発明で規定する化学組成などの鋼を用い、鋼材の製造条件の鋳片の加熱温度を本発明で規定する上限外の１１２０℃で加熱して圧延し、かつ、圧延の仕上げ温度を本発明で規定する下限外の７３０℃で圧延した。さらに、その後の直接焼入れ時の水冷開始温度を、本発明で規定する下限外の６７０℃で焼入れ開始した。焼入れ開始温度が低すぎて、焼入性が悪く、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織が、本発明で規定する下限外の７１％にしかなく、引張り強さが７８３ＭＰａと低かった。
【００７０】
比較例の試験Ｎｏ．２５では、本発明で規定する化学組成の内、Ｃｒの含有率が本発明で規定する上限外の１．１２％の鋼を用い、鋳片の加熱温度を本発明で規定する上限外の１１４０℃で加熱して圧延し、かつ、圧延後の焼戻し温度を本発明で規定する上限外の６７０℃で行った。焼戻した鋼材の金属組織にγ組織が生成したため、引張り強さが７８３ＭＰａしかなかった。
【００７１】
比較例の試験Ｎｏ．２６〜Ｎｏ．４０では、本発明で規定する化学組成または望ましいＰｃｍの範囲を外れる鋼を用い、鋼材の製造条件は、本発明で規定する条件の範囲内でそれぞれ試験した。
【００７２】
試験Ｎｏ．２６では、本発明で規定するＣ含有率の下限外のＣ含有率が０．０６％であるため、焼入性が悪く、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織が６８％しか得られず、また、引張強さが７４７ＭＰａと低強度しか得られなかった。
【００７３】
試験Ｎｏ．２７では、本発明で規定するＣ含有率の上限外のＣ含有率が０．２２％であるため、ｖＴｓが−２６℃と高温となり、また、Ｍｎの中心偏析度が３．２と高いこともあって、溶接熱影響部のｖＥｏが１９Ｊと低く、鋼材および溶接時の熱影響部の靱性が悪かった。
【００７４】
試験Ｎｏ．２８では、本発明で規定するＳｉ含有率の上限外のＳｉ含有率が０．７５％であるため、溶接熱影響部のｖＥｏが４０Ｊと低く、溶接時の熱影響部の靱性が悪かった。
【００７５】
試験Ｎｏ．２９では、本発明で規定するＭｎ含有率の下限外のＭｎ含有率が１．２１％であるため、焼入性が悪く、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織が６６％しか得られず、また、引張強さが７８６ＭＰａと低強度しか得られなかった。
【００７６】
試験Ｎｏ．３０では、本発明で規定するＭｎ含有率の上限外のＭｎ含有率が２．７０％であるため、鋳片のＭｎの中心偏析度Ｍｎ／Ｍｎｏが３．２であり、この鋳片の中心偏析が鋼材にまで残存し、溶接熱影響部のｖＥｏが３２Ｊしかなく、溶接時の熱影響部の靱性が悪かった。
【００７７】
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ａｌ、Ｎのいずれかが、本発明で規定するそれぞれの含有率の上限外であり、かつ、Ｍｎの中心偏析度が高いか、ＮｂまたはＮ含有率が高いか、の条件に当てはまる試験Ｎｏ．３１〜Ｎｏ．３４および試験Ｎｏ．３６〜Ｎｏ．３９では、鋼材のｖＴｓが−３８〜−５３℃と高いか、または溶接熱影響部のｖＥｏが２４〜４７Ｊと低く、あるいは、それらの鋼材のｖＴｓと溶接熱影響部のｖＥｏが同時に悪く、鋼材および溶接時の熱影響部の靱性が悪かった。
【００７８】
Ｎｂが、本発明で規定する下限外の含有率０．００１％である試験Ｎｏ．３５では、Ｎｂ炭窒化物の生成が少ないのでγ粒が微細化されず、また、未再結晶γ粒が再結晶したため、鋼材のアスペクト比が本発明で規定する下限外の低い値となり、鋼材のｖＴｓが−４８と高く、鋼材の靱性が悪かった。
【００７９】
Ｐｃｍの値が望ましい上限外の０．３３９である試験Ｎｏ．４０では、溶接時の低温割れが防止できる予熱温度が１５０℃と高くなって、溶接性が悪かった。
【００８０】
【発明の効果】
本発明の調質型高強度鋼材とその製造方法および連続鋳造鋳片とその鋳造方法を適用することにより、高度の安全性が要求される揚水型発電所の水圧鉄管や氷海域の海洋構造物などへの使用に好適な、引張強さが８００ＭＰａ以上の優れた靱性、溶接性および経済性を兼ね備えた調質型高強度鋼を得ることができる。