JP2005290554A - 被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板およびその製造方法 - Google Patents

被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】 被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】 Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを所定範囲に限定し、さらに必要に応じてMo、Cr、Nb、Ti、Ｖ、Cu、Ni、Ｂ、REM 、Ca、Zr、Mgを添加した鋼において、Ｘ１＝Ｃ＋（Mn＋Cu＋Cr）／20＋Si／30＋Ni／60＋Mo／15＋Ｖ／10＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下、Ｘ２＝（Si／５＋Mo＋Cr／２）／Mnで表されるＸ２が0.15以上10.0以下の鋼を圧延条件や水冷条件を厳格に規定した製造方法で鋼板とすることにより、フェライト分率が30％以上あるいはマイクロビッカース硬さが 170ＨＶ以下である領域の比率が0.2 以上、さらに鋼のビッカース硬さが 165ＨＶ以上 300ＨＶ以下であるフェライト主体の軟質組織とベイナイト、マルテンサイト主体の硬質組織の複合組織とすることができ、これにより被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板が得られる。
【選択図】 図１

Description

本発明は、被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板、特に板厚４〜１００ｍｍ程度、引張強さの水準が５７０〜７２０ＭＰａ程度の鋼板およびその製造方法に関するものである。この製法で製造した鋼板は、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、特に構造物の製作時に穴あけ加工や表面切削等の切削作業を必要とする分野での使用において有効である。
溶接構造物に使用される鋼板には、高い強度に加え、溶接性として溶接割れの抑制や高い溶接熱影響部靭性が要求されることが多い。引張強さが５７０ＭＰａ以上の鋼材に関しては、合金元素の添加量を極力抑えて、鋼を構成する主要組織をベイナイトやマルテンサイトとすることで高い強度と溶接性の両立が図られてきた。しかし、建築、橋梁、船舶等の構造物を製作する際には穴あけや表面切削等の切削工程があり、ベイナイトやマルテンサイトが主要組織の場合には、工具寿命に伴う交換や再研削の頻度増大、切削抵抗増大を通じた切削速度の低下等によって当該作業の生産性が低下し、結果として構造物の製作コストが増大する。例えば、特開平９−３１０１１７号公報（特許文献１）では、比較的低合金で組織をベイナイト主体とすることで、高い強度と溶接性の両立をはかっている。しかし、当該鋼の組織が硬質のベイナイト主体のため、被削性が悪く切削作業に要するコストが高い。
被削性、特に工具寿命の長時間化や切削抵抗低減のためには、Ｓの添加が有効であることが知られている。しかし、Ｓを多量に添加した場合には母材靭性が低下し、かつ溶接性が低下する。これに対して、Ｓ添加による被削性向上と溶接性確保を両立する手法が特開平６−１８４６９５号公報（特許文献２）に開示されている。しかし、ここで確保されている溶接性は予熱の省略や溶接割れの抑制のみであり、溶接部靭性や母材靭性は低く、溶接構造用鋼としては使用できない。また、被削性と母材靭性を両立する手法が特開２０００−８７１７９号公報（特許文献３）に開示されている。ＣａとＭｇ添加による硫化物の形態制御により、母材靭性の異方性は改善されているものの、その絶対値は低く、さらに溶接性も悪いことから、溶接構造用鋼としては使用できない。
被削性は、ミクロ組織構成にも依存し、ベイナイトやマルテンサイトを主体とする組織よりもフェライト・パーライトやフェライト・ベイナイト組織の方が優れていることが知られている。たとえば、特開平７−５４１００号公報（特許文献４）、特開平７−１０９５１８号公報（特許文献５）、特開平７−１６６２３５号公報（特許文献６）には組織がフェライト・ベイナイト組織である鋼が開示されている。また、特開２０００−６３９８８号公報（特許文献７）、特開２０００−６３９８９号公報（特許文献８）、特開２０００−２８２１７２号公報（特許文献９）や特開２００１−２１４２４１号公報（特許文献１０）にはフェライトの分率を規定した鋼が開示されている。ミクロ組織がフェライト・ベイナイトである鋼板や一定のフェライト分率を確保した鋼板の被削性は定性的にはベイナイトやマルテンサイトを主体とする鋼より優れるものの、その絶対的な被削性向上しろは溶接構造物の製作過程での穴あけや表面切削における生産性を向上させるほど十分なものとは言えない。しかも、前記技術はいずれも合金元素の添加量が多く、靭性や溶接性が低いため、溶接構造用鋼としては使用できない。以上のことから、５７０ＭＰａ以上の引張強さと高い靭性、溶接性、被削性を有する鋼板を製造することは現在の技術では不可能である。
特開平９−３１０１１７号公報 特開平６−１８４６９５号公報 特開２０００−８７１７９号公報 特開平７−５４１００号公報 特開平７−１０９５１８号公報 特開平７−１６６２３５号公報 特開２０００−６３９８８号公報 特開２０００−６３９８９号公報 特開２０００−２８２１７２号公報 特開２００１−２１４２４１号公報
解決しようとする問題点は、被削性と靭性および溶接性に優れた板厚４〜１００ｍｍ程度、引張強さの水準が５７０〜７２０ＭＰａ程度の鋼板およびその製造方法を提供することである。
本発明は、被削性と靭性および溶接性に優れた板厚４〜１００ｍｍ程度、引張強さの水準が５７０〜７２０ＭＰａ程度の鋼板およびその製造方法を提供するものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）鋼が、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．０１〜１．４％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下であり、Ｘ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで表されるＸ２が０．１５以上１０．０以下であり、さらに鋼を構成する組織のうちフェライト分率が３０％以上９０％以下、残部がベイナイト、マルテンサイトを主体として構成される硬質組織であり、鋼のビッカース硬さが１６５ＨＶ以上３００ＨＶ以下であることを特徴とする、被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。
（２）鋼が、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．０１〜１．４％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下であり、Ｘ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで表されるＸ２が０．１５以上１０．０以下であり、さらにマイクロビッカース硬さが１９０ＨＶ以下である比率が２０％以上であり、鋼のビッカース硬さが１６５ＨＶ以上３００ＨＶ以下であることを特徴とする、被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。
（３）質量％で、さらに、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％の１種または２種を含有することを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。
（４）質量％で、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．１％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１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。
（５）質量％で、さらに、Ｃｕ：０．００５〜１％、Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｂ：０．０００２〜０．００５％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（４）のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。
（６）質量％で、さらに、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％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（５）のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。
（７）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．０１〜１．４％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下であり、Ｘ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで表されるＸ２が０．１５以上１０．０以下である鋼片または鋳片を加熱したのち、全圧下率が３０％以上９５％以下の粗圧延を行い、その後に第一パス噛込温度をＴ４＝３５ｌｎ（Ｘ２／２）−２５√ｔ＋１１００で表されるＴ４（℃）以下Ａｒ3 点以上、全圧下率を３０％以上９５％以下とする仕上げ圧延を行い、その後すみやかに水量密度が０．２ｍ3 ／ｍ2 ・ｍｉｎ．以上５．０ｍ3 ／ｍ2 ・ｍｉｎ．以下の水冷を開始し、６００℃以下で水冷を終了することを特徴とする、被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。ただし、ｔは板厚である。
（８）圧延終了後に開始する水冷において、水冷開始温度以下６５０℃超の平均冷却速度が１℃／ｓ以上５℃／ｓ以下であり、かつ６５０℃以下水冷終了温度以上の平均冷却速度が１０℃/ ｓ以上１００℃/ ｓ以下であることを特徴とする、前記（７）に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
（９）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．０１〜１．４％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下であり、Ｘ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで表されるＸ２が０．１５以上１０．０以下である鋼片または鋳片を加熱、圧延したのちに５００℃以下まで冷却し、さらに鋼板を９００℃以上１０５０℃以下に再加熱し、平均冷却速度１℃／ｓ以上１００℃／ｓで水冷し、５００℃以下で水冷を終了することを特徴とする被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
（１０）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．０１〜１．４％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下であり、Ｘ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで表されるＸ２が０．１５以上１０．０以下である鋼片または鋳片を加熱した後に、全圧下率が３０％以上９５％以下の粗圧延、全圧下率が３０％以上９５％以下の仕上げ圧延を実施し、その後空冷にてＡｒ3 点以下Ａｒ3 点より１５０℃低い温度以上まで冷却したのち、水量密度が０．２ｍ3 ／ｍ2 ・ｍｉｎ．以上５．０ｍ3 ／ｍ2 ・ｍｉｎ．以下の水冷を開始し、５００℃以下で水冷を終了することを特徴とする、被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
（１１）質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．０１〜１．４％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下であり、Ｘ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで表されるＸ２が０．１５以上１０．０以下である鋼片または鋳片を加熱した後に、全圧下率が３０％以上９５％以下の粗圧延、全圧下率が３０％以上９５％以下の仕上げ圧延を実施し、その後５００℃以下まで冷却し、さらに鋼板を７３０℃以上９００℃未満に再加熱し、そののちに水冷して水冷を５００℃以下で終了することを特徴とする被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
（１２）質量％で、さらに、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％の１種または２種を含有することを特徴とする、前記（７）ないし（１１）のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
（１３）質量％で、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．１％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（７）ないし（１２）のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
（１４）質量％で、さらに、Ｃｕ：０．００５〜１％、Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｂ：０．０００２〜０．００５％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（７）ないし（１３）のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
（１５）質量％で、さらに、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％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（７）ないし（１４）のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
本発明によれば、鋼を構成する組織を軟質のフェライトと硬質のベイナイトおよびマルテンサイト主体の複合組織とすることに加え、高温で生じる切削時の切削抵抗を大幅に低減できるような鋼成分バランスに調整することを主体とする規定により、これまでの溶接構造用鋼板では到達しえなかった高い水準の被削性を具備し、かつ靱性、溶接性にも優れる引張強さが５７０〜７２０ＭＰａ程度の鋼板およびその製造方法を提供することが可能であり、産業上の価値の高い発明であるといえる。
本発明を詳細に説明する。
発明者らは、板厚４〜１００ｍｍ程度、母材の引張強さが５７０〜７２０ＭＰａ程度であり、被削性、母材靭性、溶接性全てに優れた鋼材を製造する方法について鋭意検討を行った。この結果、フェライトを主体とする軟質組織、ベイナイトとマルテンサイトを主体とする硬質組織の複合組織を鋼の主要組織とすること、鋼成分のうちＳｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎの添加量バランスの厳格な規定、水冷を必須とする製造方法における温度管理を主体とした製造方法の厳格な規定などにより、強度と母材靱性、溶接性を確保しながら大幅に被削性が向上することを見いだした。
なお、本発明における溶接性とは、溶接割れと溶接熱影響部靭性の両方を指し、溶接割れが発生しにくいほど、また溶接熱影響部靭性が高いほど溶接性に優れるものとする。一方、被削性とは工具寿命、切削抵抗、切屑処理性を指し、工具寿命が長いほど、切削抵抗が低いほど、切屑処理が容易であるほど被削性に優れるものとする。
本発明で優れた被削性を発現する構成要件として最も重要となるのは以下の二点である。一点目は、鋼板の組織を軟質のフェライトと硬質のベイナイト、マルテンサイト主体の複合組織とすることである。特に、板厚４〜１００ｍｍ程度の鋼板を対象とすることから、板厚方向の幅広い部位において軟質と硬質の複合組織となっていることが重要となる。組織をこのように制御することで、切削時に軟質部が容易に変形する一方で、軟質部と硬質部の界面近傍における応力集中により延性破壊が促進され、結果として極めて少ない塑性変形で切削が進行する。これにより工具寿命は長くなり、切削抵抗は低下し、切屑処理は容易となる。軟質のフェライトと硬質のベイナイト、マルテンサイト主体の複合組織である場合であっても、軟質のフェライト分率が３０％を下回ると被削性が大幅に低下し、９０％を超えると強度が不足することから、フェライト分率を３０％以上９０％以下、残部がベイナイト、マルテンサイトを主体とすることと規定する。また、フェライト分率が４５％以上である場合には、さらに被削性に優れることから、望ましくはフェライト分率を４５％以上９０％以下、残部がベイナイト、マルテンサイトを主体とすることと規定する。さらに、フェライト分率が６０％以上である場合には、格段に被削性に優れることから、さらに望ましくはフェライト分率を６０％以上９０％以下、残部がベイナイト、マルテンサイトを主体とすることと規定する。なお、硬質組織はベイナイト、マルテンサイトが主体であることとするが、一部にパーライトや針状フェライト、その他介在物等が混在した場合でも本発明の規定する範囲では被削性は劣化せず優れたものとなる。
前記で規定したフェライト分率は、光学顕微鏡組織観察により測定するものとする。測定面は、圧延方向と板厚方向がなす面（以後これをＬ面と呼ぶ）とする。板厚方向の測定部 位は、板厚が８ｍｍ以下の場合には鋼板の板厚の１／４、１／２、３／４に相当する長さだけ鋼板表面から鋼板内部に入った部位（以後それぞれｔ／４部、ｔ／２部、３ｔ／４部と呼ぶ）の３箇所とし、板厚が８ｍｍ超の場合は、板厚方向のｔ／４部、ｔ／２部、３ｔ／４部のみでなく、鋼板表面から２ｍｍだけ内部に入った部位と鋼板裏面から２ｍｍだけ内部に入った部位（以後それぞれ表面下２ｍｍ部、裏面下２ｍｍ部と呼ぶ）も加えた５箇所とする。幅方向の測定部位は、鋼板の幅方向の端部と、端部から板厚に相当する長さだけ内部に入った部位の間で測定するのを避け、極力幅方向の中心部に近い部位で測定する。測定は１００倍から５００倍程度の倍率で実施するのが望ましく、格子入りの接眼レンズを使用して点算法にて測定を実施するものとする。全測定箇所におけるフェライト分率の平均値をもって、本発明におけるフェライト分率とする。なお、測定をおこなう際のフェライトの判断基準であるが、本発明におけるフェライトとは一般に塊状フェライト、ポリゴナルフェライト、等軸フェライトなどと称されるフェライトを指し、より低温で生成する針状のフェライトは含めないものとする。ただし、塊状のフェライトであっても、変態前のオーステナイトの制御次第では成長方向に異方性が出て、圧延方向に長い形態を有する塊状フェライトが生成することがあるが、これは本発明ではフェライトに含めるものとする。
優れた被削性を発現する構成要件の二点目は以下の通りである。フェライトを主体とする軟質組織とベイナイト、マルテンサイト主体の硬質組織の複合組織は前記のごとく被削性に優れるものの、それだけでは溶接構造物の製作における穴あけ加工や表面切削等に必要な被削性として必ずしも十分でない。軟質組織と硬質組織の複合組織を前提とした上で特定合金元素の添加量比を最適化することが必要となる。具体的にはＭｎ量、Ｓｉ量、Ｃｒ量、Ｍｏ量の添加比率を厳格に規定することになる。穴あけ加工や表面切削などの切削はいわば高温、高歪速度下での工具による被削材の破壊現象であり、これに必要なエネルギーをいかに低減するかが重要となるため、高温での軟質部と硬質部の強度差を大きくすることが必要となる。Ｍｎ添加量が多い場合、軟質のフェライトの固溶強化量が大きくなって硬質部と軟質部の強度差を減じるため、Ｍｎ添加量は低い方が望ましい。一方Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏの添加量増大はベイナイト、マルテンサイトを主体とする硬質部の常温強度の増大に寄与するのみでなく、高温での硬質部の強度低下に対する抵抗性を高めることで軟質部と硬質部の強度差を大きくする効果がある。発明者は、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏの添加量を種々変化させた成分系の鋼塊を使用して軟質組織と硬質組織の複合組織鋼を製造し、その被削性と成分バランスを検討した結果、Ｘ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで表されるＸ２が０．１５を下回ると被削性の絶対的な水準が不十分であること、逆にＸ２が１０．０を超えると溶接性が大幅に低下することを見いだした。よって、本発明においてはＸ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで表されるＸ２が０．１５以上１０．０以下と規定する。なお、Ｘ２の値が０．３以上の場合にはより被削性が向上することから、望ましくはＸ２を０．３以上１０．０以下とする。また、Ｘ２の値が０．４以上の場合には一層顕著に被削性が向上することから、さらに望ましくはＸ２を０．４以上１０．０以下とする。なお、Ｘ２を計算する際のＳｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｍｎはいずれも質量％で表示された添加量である。本発明においてＣｒとＭｏは重要な元素であるが、合金コストを勘案の上必要に応じて添加される。ＣｒとＭｏを添加しない場合には、前記Ｘ２の値はＳｉとＭｎ量から計算される。
以上が本発明において優れた被削性を発現する最も重要な２つの構成要件であるが、第一の点、すなわち組織構成が複雑な場合や非常に細粒の組織である場合には、光学顕微鏡観察から軟質組織と硬質組織の複合組織であることを規定することが困難になる場合があり、本発明では代替的にマイクロビッカース硬さによって複合組織であることを判断する方法をあわせて規定する。マイクロビッカース硬さは、測定面積がビッカース硬さに比べて小さいため、複合組織の場合には組織構成によって測定値が大きく変動する。特に、フェライトを主体とする領域の硬さは低くなり、硬さの低い測定点数の比率によって、軟質組織と硬質組織の複合組織であることを規定することができる。発明者は、種々の組織についてマイクロビッカース硬さ試験を行い、被削性に優れるマイクロビッカース硬さの範囲を明確にした。この結果、マイクロビッカース硬さが１９０ＨＶ以下である比率が２０％以上である場合に被削性に優れることから、マイクロビッカース硬さが１９０ＨＶ以下である比率を２０％以上とする。また、マイクロビッカース硬さが１８０ＨＶ以下である比率が２０％以上である場合にはさらに被削性に優れることから、望ましくはマイクロビッカース硬さが１８０ＨＶ以下である比率を２０％以上とする。さらに、マイクロビッカース硬さが１７０ＨＶ以下である比率が２０％以上である場合にはさらに被削性に優れることから、さらに望ましくはマイクロビッカース硬さが１７０ＨＶ以下である比率を２０％以上とする。なお、マイクロビッカース硬さが１７０ＨＶ以下である比率が４０％以上である場合には一層被削性に優れることから、一層望ましくはマイクロビッカース硬さが１７０ＨＶ以下である比率を４０％以上とする。
本発明におけるマイクロビッカース硬さとは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に規定される方法に基づいて測定された値であり、規格で規定された以外の測定方法をここで詳述する。試験力は０．０９８０７Ｎとする。測定面はＬ面とする。板厚方向の測定部位は、板厚が８ｍｍ以下の場合にはｔ／４部、ｔ／２部、３ｔ／４部の３箇所とし、板厚が８ｍｍ超の場合は、表面下２ｍｍ部、裏面下２ｍｍ部も加えた５箇所とする。各測定点を結んだ線分は板厚方向と平行になるようにする。幅方向の測定部位は、鋼板の幅方向の端部と、端部から板厚に相当する長さだけ内部に入った部位の間で測定するのを避け、極力幅方向の中心部に近い部位で測定する。測定は図１に示すように１００μｍの間隔で行い、測定点数を１２１点とする。この１２１点のうち、マイクロビッカース硬さが１９０ＨＶ以下である点数の比率を測定し、板厚８ｍｍ以下の場合には３箇所の平均値を算出し、板厚８ｍｍ超の場合には５点の平均値を算出し、これをマイクロビッカース硬さが１９０ＨＶ以下である比率とする。マイクロビッカース硬さが１８０ＨＶ以下である比率、１７０ＨＶ以下である比率についても同様の手法で測定する。
被削性を向上させるためには前記の規定が重要であるが、さらに強度、靱性、溶接性を確保するために以下の規定が必要となる。
まず、引張強さで５７０ＭＰａ以上を確保するため、ビッカース硬さを規定することが必要となる。ビッカース硬さが１６５ＨＶを下回ると、引張強さ５７０ＭＰａ以上を確保することが困難となり、３００ＨＶを超えると溶接性が大幅に低下することから、ビッカース硬さを１６５ＨＶ以上３００ＨＶ以下と規定する。
本発明におけるビッカース硬さとは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に規定される方法に基づいて測定された値であり、規格で規定された以外の測定方法をここで詳述する。試験力は９８．０７Ｎとする。測定面は、Ｌ面とする。板厚方向の測定部位は、板厚が８ｍｍ以下の場合にはｔ／４部、ｔ／２部、３ｔ／４部の３箇所とし、板厚が８ｍｍ超の場合は、表面下２ｍｍ部、裏面下２ｍｍ部も加えた５箇所とする。各測定点を結んだ線分は板厚方向と平行になるようにする。幅方向の測定部位は、鋼板の幅方向の端部と、端部から板厚に相当する長さだけ内部に入った部位の間で測定するのを避け、極力幅方向の中心部に近い部位で測定する。測定は各部位で５点以上行い、各部位の平均値を算出する。板厚８ｍｍ以下の場合には３箇所の平均値を算出し、板厚８ｍｍ超の場合には５点の平均値を算出し、これをビッカース硬さとする。
また、溶接性と靱性を優れたものとするためには、合金元素の添加量を調整する必要がある。Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下の場合には溶接割れが大幅に低減できるのみでなく、靱性、溶接熱影響部靱性にもすぐれることから、Ｘ１を０．２４以下と規定する。なお、Ｘ１が０．２１以下の場合にはこの効果がより顕著に表れることから、望ましくはＸ１を０．２１以下とする。なお、Ｘ１を計算する際のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂはいずれも質量％で表示された添加量である。
以下に合金元素の範囲を規定する。
Ｃは、強度確保に必須の元素であるため、その添加量を０．００５％以上とする。しかし、一方でＣ量の増大は粗大析出物の生成による母材靱性の低下や溶接性の低下を招くためその上限を０．２％とする。なお、Ｃ量が０．０７％以上では引張強さ５７０ＭＰａ以上の確保が容易となり、０．１４％以下では靱性と溶接性が一層優れたものとなることから、望ましくはＣ量を０．０７％以上０．１４％以下とする。
Ｓｉは、本発明において非常に重要な元素である。強度を増大しつつ被削性を向上させる ことや、圧延後の水冷を前提とする製造方法において軟質のフェライトと硬質のベイナイト、マルテンサイトを主体とする複合組織を得るために有効な元素であり、その効果を発揮するためには０．０１％以上の添加が必要であり、１％超の添加は溶接性を低下させるため、添加量を０．０１％以上１％以下とする。なお、前記の効果をより顕著に発揮させるためには０．２％以上の添加が有効であり、一方０．５５％以下では溶接性に非常に優れることから、望ましくは０．２％以上０．５５％以下とする。
Ｍｎは、強度増大に有効な元素であり、本発明が対象とする引張強さ５７０ＭＰａ以上を達成するためには最低でも０．０１％以上の添加が必要となるが、逆に１．４％を超えて添加すると被削性が低下する。よって、Ｍｎの添加量を０．０１％以上１．４％以下と規定する。
Ｐは、不純物元素であり添加量は低い方が望ましい。０．０２％を超える添加は母材の延性、靭性や溶接性を低下させるため、０．０２％以下と規定する。
Ｓは、被削性を向上させるためにしばしば積極的に添加される元素であるが、本発明の被削性向上機構はＳ添加と関係がないことから、添加量は低い方が望ましい。０．０１％を超える添加はＭｎＳの生成により母材靱性を低下させるため、０．０１％以下と規定する。なお、Ｓ量が０．００６％以下の場合には母材靱性が一層向上することから、望ましくはＳ量を０．００６％以下と規定する。
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０．１％とする。
Ｎは、不純物元素であり、０．０１％を超える添加は母材靱性、溶接性を低下させるため、０．０１％以下と規定する。
Ｍｏは本発明において非常に重要な元素であり、コストを勘案して必要に応じて添加できる。強度を増大しつつ被削性を向上させることや、圧延後の水冷を前提とする製造方法において軟質のフェライトと硬質のベイナイト、マルテンサイト主体の複合組織を得るために有効な元素であり、その効果を発揮するためには０．０１％以上の添加が必要であり、１％超の添加は溶接性を低下させるため、添加量を０．０１％以上１％以下とする。なお、前記の効果をより顕著に発揮させるためには０．１％以上の添加が有効であることから、望ましくは０．１％以上１％以下とする。
Ｃｒは本発明において非常に重要な元素であり、コストを勘案して必要に応じて添加できる。強度を増大しつつ被削性を向上させることや、圧延後の水冷を前提とする製造方法において軟質のフェライトと硬質のベイナイト、マルテンサイト主体の複合組織を得るために有効な元素であり、その効果を発揮するためには０．０１％以上の添加が必要であり、１％超の添加は溶接性を低下させるため、添加量を０．０１％以上１％以下とする。なお、前記の効果をより顕著に発揮させるためには０．１％以上の添加が有効であることから 、望ましくは０．１％以上１％以下とする。
本発明においてはＮｂ、Ｔｉ、Ｖも重要な元素である。Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは析出強化等による強度の増大や、組織微細化による靱性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加される。発明者は、軟質と硬質の複合組織からなる鋼板をこれら元素により強化したものについて、ドリル穿孔時の工具寿命を評価した。その結果、たとえ軟質と硬質の複合組織である場合でも、析出強化量が大きい場合には軟質部と硬質部の硬度差が減少し、ドリル寿命が低下することを見いだした。Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの添加量がそれぞれ０．１％を超えると被削性が顕著に低下し、一方０．００１％未満の添加では強度増大の効果が得られないことから、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの添加量を０．００１％以上０．１％以下とした。なお、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの添加量がそれぞれ０．０５％、０．０４％、０．０５％以下である場合には強度増大に伴う被削性の低下が特に小さいことから、望ましくはＮｂ、Ｔｉ、Ｖの添加量をそれぞれ０．０５％、０．０４％、０．０５％以下とする。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂは強度確保の観点から必要に応じて添加される。Ｃｕは、強度確保に有効な元素である。０．００５％未満の添加ではその効果は小さく、一方、１％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％とする。Ｎｉは、強度確保のために必要に応じて添加される。０．０１％未満の添加ではその効果は小さく、一方、２％を超える添加は溶接性を低下させるため、その範囲を０．０１〜２％とする。Ｂは、焼入性の増大に有効な元素であり、その添加量を０．０００２％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０．００５％とする。
ＲＥＭ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇの１種または２種以上の添加により、母材介在物制御、溶接熱影響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ため、必要に応じて添加される。この効果を発揮するためには、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇいずれも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ＲＥＭで０．1 ％、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇで０．０２％とする。
なお、本発明鋼を溶製する上で、添加合金を含めた使用原料または溶製中に炉材等から溶出する不可避的不純物として混入しうるＯ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔｅ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｂ、Ｂｉ等も０．００５％以下の混入であれば何ら本発明の効果を損なうものではない。
次に本発明の鋼板を製造する方法につき記載する。大きく分けて４つの方法があり、第一の方法は、圧延後すみやかに水冷を行う方法、第二の方法は、圧延後鋼板の温度が低下してから再度加熱を行い、その後に水冷を行う方法、第三の方法は、圧延後にフェライトが生成するまで空冷を行い、その後水冷を行う方法、第四の方法は、圧延後鋼板の温度が低下してから再度二相域までの加熱を行い、引き続いて水冷を行う方法である。
最初に鋼板を製造する方法のうち第一の製造方法、すなわち圧延後すみやかに水冷を開始 する方法について説明する。本製造方法においては、粗圧延、仕上げ圧延、水冷が重要となる。
最初に粗圧延について説明する。粗圧延は、オーステナイトを再結晶により微細化することによってフェライト生成を促進する観点から重要である。粗圧延の全圧下率が３０％を下回るとフェライトが安定生成せず、一方９５％を超えると生産性が大幅に低下するため、粗圧延の全圧下率を３０％以上９５％以下と規定する。また、粗圧延の全圧下率を５０％以上とするとフェライトがより安定生成して被削性がさらに向上することから、望ましくは粗圧延の圧下率を５０％以上９５％以下とする。さらに、粗圧延の全圧下率を８０％以上とするとフェライトがさらに安定生成して被削性が一層向上することから、さらに望ましくは粗圧延の圧下率を８０％以上９５％以下とする。粗圧延の噛込温度や最終パス前の鋼板表面温度は、仕上げ圧延温度の条件を満たすものであれば任意に設定可能である。なお、粗圧延の全圧下率とは、粗圧延前の板厚から粗圧延後の板厚を引いた値を粗圧延前の板厚で除した値の百分率表示とする。
仕上げ圧延は、水冷を行う製造方法において、フェライトを安定生成させるために重要である。低温で圧延するほど、単位圧下率当たりの導入転位密度が高く、かつ圧延パス間や圧延機から水冷設備までの搬送途上での回復が抑制されるため、フェライト生成を促進することができる。フェライトの生成挙動は合金成分の影響も強く受けるため、仕上げ圧延温度は成分との関係において規定される必要がある。一般的に、引張強さが５７０ＭＰａ以上の厚鋼板においては、圧延後すみやかに水冷を実施する製造方法ではフェライトを生成させることは困難であり、これを達成するためには非常に低い仕上圧延温度が必要となって生産性が低下するが、本発明で被削性を向上させるために規定したＳｉ，Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒの成分比規定の範囲では、生産性を下げることなく製造可能であることを新たに見いだした。発明者は、種々の成分の鋼について最適な仕上げ圧延の第一パス噛込温度の検討を行い、仕上げ圧延の第一パス噛込温度がＴ４＝３５ｌｎ（Ｘ２／２）−２５√ｔ＋１１００で表されるＴ４（℃）以下である場合にフェライトが安定生成することを見いだした。よって、仕上げ圧延の第一パス噛込温度をＴ４（℃）以下と規定する。ここで、Ｘ２は、既に示した通りＸ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで計算される値であり、ｔは板厚（ｍｍ）である。Ｔ４の式に板厚の項が含まれるのは、最終板厚が大きいほど圧延による圧下率が一般的に低下するため、再結晶粒径の粗大化や残存転位密度の低下を通じてフェライトの生成が抑制され、これにより低温圧延が必要となるためである。なお、仕上げ圧延の第一パス噛込温度をＴ４より４０℃低くすると、一層顕著に被削性が向上するため、望ましくは、仕上げ圧延の第一パス噛込温度をＴ４より４０℃低い温度以下とする。さらに、仕上げ圧延の第一パス噛込温度をＴ４より８０℃低くすると、より一層顕著に被削性が向上するため、より望ましくは、仕上げ圧延の第一パス噛込温度をＴ４より８０℃低い温度以下とする。なお、仕上げ圧延の第一パス噛込温度がＡｒ3 点を下回ると、フェライトの加工に伴う硬度増大によって被削性が低下するため、仕上げ圧延の第一パス噛込温度の下限をＡｒ3 点と規定する。仕上げ圧延の最終パス噛込温度は、フェライトの加工に伴う被削性低下を極力抑制する観点から、その下限をＡｒ３点より１００℃低い温度以上とすることが望ましく、上限はＴ４＋５０（℃）とすることが望ましい。
なお、本発明では粗圧延機で実施される圧延を粗圧延、仕上げ圧延機で実施される圧延を仕上げ圧延とする。もし、粗圧延、仕上げ圧延を同一の圧延機で実施する場合には、圧延の前半と後半を分ける明確な設定温度が存在する場合は前半の圧延を粗圧延、後半の圧延を仕上げ圧延とし、明確な温度設定が存在しない場合や２つ以上の設定温度が存在する場合は、圧延パス開始前の鋼板表面温度が９５０℃以下となった圧延パスを含めた以後の圧延パス全てを仕上げ圧延とみなす。仕上げ圧延の第一パス噛込温度とは、仕上げ圧延の最初の圧下前に鋼板表面で測定された温度を指す。仕上げ圧延の最終パス噛込温度とは、仕上げ圧延の最後の圧下前に鋼板表面で測定された温度を指す。Ａｒ3 点は直接測定することができないが、実際の製造条件を模擬した加工熱処理を、膨張曲線を測定しながら実施することで見積もることができる。なお、鋼板表面温度は、たとえば放射温度計を使用することで測定可能である。
仕上げ圧延の全圧下率もフェライトの安定生成の観点から重要である。仕上げ圧延の全圧下率が３０％以上であればフェライトの安定生成によって被削性が向上する。一方、仕上げ圧延の全圧下率が９５％を超えると大幅に生産性が低下する。よって仕上げ圧延の全圧下率を３０％以上９５％以下と規定する。なお、仕上げ圧延の全圧下率を６０％以上とすることで被削性が一層向上することから、望ましくは仕上げ圧延の全圧下率を６０％以上９５％以下とする。なお、仕上げ圧延の全圧下率とは、仕上げ圧延前の板厚から最終板厚を引いた値を仕上げ圧延前の板厚で除した値の百分率表示とする。
次に水冷の条件につき説明する。水冷は、フェライトの安定生成及び残部の低温変態によるベイナイト、マルテンサイト主体組織の形成を通じた被削性の向上と、粒径の微細化による母材靭性の向上、低合金での強度確保を通じた溶接性の向上を同時に達成するために重要である。水冷時の水量密度が０．２ｍ3 ／ｍ2 ・ｍｉｎ．を下回ると強度が低下し、一方５．０ｍ3 ／ｍ2 ・ｍｉｎ．を超えるとフェライトが安定生成しなくなって被削性が低下するため、水冷時の水量密度を０．２ｍ3 ／ｍ2 ・ｍｉｎ．以上５．０ｍ3 ／ｍ2 ・ｍｉｎ．以下と規定する。水冷の終了温度が６００℃を超えると、フェライト生成後の残部オーステナイトが低温で変態せず、強度が低下するため、水冷の終了温度を６００℃以下とする。ここで、水冷の終了温度とは、水冷後復熱を待った後に測定された鋼板表面温度の最大値を指す。水冷後は、空冷するものとする。
また、水冷は仕上げ圧延の終了後すみやかに開始することが望ましい。これは、仕上げ圧 延終了から水冷開始までの時間が長くなると、圧延によって導入された転位が回復により減少し、フェライトが安定生成せずに被削性が低下するためである。なお、具体的には仕上げ圧延の終了後２００ｓ以内に水冷を開始することが望ましい。ここで、仕上げ圧延の終了とは、仕上げ圧延の最終パスにおいて鋼板の最前部が圧下を受けた時点を指し、水冷の開始とは、鋼板の最前部が水冷設備に達して水冷が開始された時点を指す。
水冷においては、その前半と後半の冷却速度を変化させることで、より安定的にフェライトを生成させることができるため、必要に応じてこの手法をとることができる。水冷開始温度以下６５０℃超で規定される前半の冷却速度を１℃／ｓ以上５℃／ｓ以下、６５０℃以下水冷終了温度以上で規定される後半の冷却速度を１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下とすることで、さらに被削性に優れ、かつ強度は同等以上の鋼板を製造することができる。該冷却の前半部の冷却速度を低くするのは、フェライトの生成量を増やしかつ未変態オーステナイトへのＣの濃化を通じて後半の冷却で形成させるベイナイト等の変態温度を下げるためであり、後半部の冷却速度を高くするのは、未変態オーステナイトの変態温度を極力低くするためである。なお、この二段階の冷却における温度および冷却速度は、鋼板ｔ／４部において測定された温度およびその値に基づいて計算された平均冷却速度とし、鋼板中に熱電対を埋め込んだ予備試料を使用して、実際の水冷を模擬した水冷を行うことで測定が可能である。
以下には製造方法についてその他の望ましい条件を記述する。圧延に先立っては、鋼片または鋳片を加熱する。加熱温度が９００℃未満の場合、加熱前の組織の一部が未変態のまま残存し、材質が不均一となり、一方加熱温度が１３５０℃を超えると、オーステナイトが粗大化して最終的な組織も粗大化し、母材靭性が大幅に低下するのみでなく、フェライトの生成が抑制されて被削性が低下するため、加熱温度は９００℃以上１３５０℃以下とすることがのぞましい。また、水冷後空冷された鋼板には、必要に応じて熱処理を付与することが可能である。たとえば、母材靭性を向上させる観点から、焼き戻しを行うことができる。
次に、鋼板を製造する方法のうち第二の方法、すなわち圧延後鋼板の温度が低下してから再度加熱を行い、その後に水冷を行う方法について規定する。加熱、粗圧延、仕上圧延については任意の条件で実施可能である。加熱、粗圧延、仕上げ圧延が終了し、鋼板を５００℃以下まで任意の手法で冷却したのち、再度９００℃以上１０５０℃以下に加熱する。加熱後は１℃/s以上１００℃/s以下の冷却速度で水冷を行う。水冷の終了温度は、５００℃以下として、水冷後は空冷する。圧延後の再加熱によって微細なオーステナイトが得られ、安定的にフェライトを生成させることができる。再加熱温度が９００℃を下回ると、Ｃが高濃度のオーステナイトが生成し、これが変態後にマルテンサイトとなることで母材靭性が大幅に低下するため、また再加熱温度が１０５０℃を超えると、フェライトが安定 的に生成せず、被削性が低下することから、再加熱温度を９００℃以上１０５０℃以下と規定する。再加熱後の冷却速度は１℃／ｓ未満ではフェライト生成後の残部オーステナイトが低温変態せずに強度が低下し、一方冷却速度が１００℃／ｓ超ではフェライトが安定的に生成しないため、再加熱後の冷却速度を１℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下と規定する。水冷の終了温度が５００℃を超えると、フェライト変態後の残部オーステナイトが低温変態せずに強度が低下するため、水冷の停止温度を５００℃以下と規定する。また、水冷後空冷された鋼板には、必要に応じて熱処理を付与することが可能である。たとえば、母材靭性を向上させる観点から、焼き戻しを行うことができる。
ここで、水冷の終了温度とは、水冷後に復熱を待ったのちすみやかに測定された鋼板表面における温度の最大値とする。水冷時の冷却速度は、鋼板ｔ／４部において測定された温度に基づいて計算された平均冷却速度とし、鋼板中に熱電対を埋め込んだ予備試料を使用して、実際の水冷を模擬した水冷を行うことで見積が可能である。
次に、鋼板を製造する方法のうち第三の方法、すなわち圧延後にフェライトの生成が開始するまで空冷を行い、その後水冷を行う方法について規定する。加熱については前記第一の方法と同様とする。粗圧延においては、全圧下率が３０％を下回ると靱性が低下し、９５％を超えると生産性が大幅に低下するため、粗圧延の全圧下率を３０％以上９５％以下と規定する。仕上げ圧延は、温度に関しては前記第一の方法のような規定はなく、任意の条件で実施可能である。仕上げ圧延の全圧下率は、３０％を下回ると靱性が低下し、９５％を超えると生産性が大幅に低下するため、仕上げ圧延の全圧下率を３０％以上９５％以下と規定する。加熱、粗圧延、仕上げ圧延が終了したのちは、空冷を行い、空冷中にフェライトの生成が開始した後に水冷を行う。水冷を開始する温度がＡｒ3 点を超えた場合には、フェライトが安定生成せずに被削性が低下し、一方Ａｒ3 点より１５０℃低い温度を下回ると強度が低下することから、水冷の開始温度をＡｒ3 点以下、Ａｒ3 点より１５０℃低い温度以上と規定する。ここで、水冷の開始温度とは、水冷の前に測定された鋼板表面温度を指す。Ａｒ3 点は、実際の製造を模擬した加工熱処理を、膨張曲線を測定しながら実施することで見積もることが可能である。水冷時の水量密度は、０．２ｍ3 ／ｍ2 ・ｍｉｎ．を下回ると強度が低下し、一方５．０ｍ3 ／ｍ2 ・ｍｉｎ．を超えると生産性が低下するため、水冷時の水量密度を０．２ｍ3 ／ｍ2 ・ｍｉｎ．以上５．０ｍ3 ／ｍ2 ・ｍｉｎ．以下と規定する。水冷の終了温度が５００℃を超えると、フェライト生成後の残部オーステナイトが低温で変態せず、強度が低下するため、水冷の終了温度を５００℃以下とする。ここで、水冷の終了温度とは、水冷後復熱を待った後すみやかに測定された鋼板表面温度の最大値を指す。水冷後は、空冷するものとする。また、水冷後空冷された鋼板には、必要により熱処理を付与することが可能である。たとえば、母材靭性を向上させる観点から、焼き戻しを行うことができる。
次に、鋼板を製造する方法のうち第四の方法、すなわち圧延後鋼板の温度が低下してから 再度二相域までの加熱を行う方法について規定する。加熱、粗圧延、仕上げ圧延は前記第三の方法と同様とする。加熱、粗圧延、仕上げ圧延が終了し、鋼板を５００℃以下まで任意の手法で冷却したのち、再度加熱を行う。再加熱の温度は、７３０℃未満では被削性が低下すること、９００℃以上では強度が低下することから、再加熱温度は７３０℃以上９００℃未満と規定する。再加熱後は、任意の方法で水冷することが可能である。水冷の終了温度が５００℃を超えると、フェライト生成後の残部オーステナイトが低温で変態せず、強度が低下するため、水冷の終了温度を５００℃以下とする。水冷後は空冷するものとする。冷却された鋼板には、必要により熱処理を付与することが可能である。たとえば、母材靭性を向上させる観点から、焼き戻しを行うことができる。
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６、２０、４０、１００ｍｍの鋼板について、強度として母材の降伏応力、引張強さ、靱性として母材のシャルピー衝撃吸収エネルギー、溶接性のうち溶接熱影響部靱性として溶接継手のシャルピー衝撃吸収エネルギー、被削性としてドリル穴あけ特性を評価した。鋼板の化学成分、板厚、Ｘ１、Ｘ２、フェライト分率、マイクロビッカース硬さが特定の範囲にある比率、ビッカース硬さを表１〜表４に、製造条件を表５〜表８に、特性の評価結果を表９〜表１２に示す。
降伏応力と引張強さはＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の金属材料引張試験方法により測定した。試験片はＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の金属材料引張試験片とし、板厚６ｍｍ、２０ｍｍの鋼板からは５号試験片、板厚４０ｍｍ、１００ｍｍの鋼板からはｔ／４部から採取した１０号試験片を使用した。試験片は、長手方向が圧延方向と垂直になるように採取した。降伏応力は下降伏応力あるいはオフセット法で算出した０．２％耐力とした。常温で２本の試験を行い、平均値を採用した。
母材靭性は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に記載の金属材料衝撃試験方法により測定した。試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に記載の金属材料衝撃試験片とし、板厚６ｍｍの鋼板は板厚中心部から幅５ｍｍのサブサイズ試験片を、板厚２０ｍｍの鋼板は板厚中心部から幅１０ｍｍの試験片を、板厚４０ｍｍ、１００ｍｍの鋼板はｔ／４部から幅１０ｍｍの試験片を採取した。形状はいずれもＶノッチ試験片とし、ノッチ底のなす線が板厚方向と平行になるように、また試験片の長手方向が圧延方向と垂直になるように採取した。試験温度は−５℃とし、３本の試験を行った平均値を採用した。
溶接熱影響部靱性はＣＯ2 ガスシールドアーク溶接及びサブマージアーク溶接で作成した溶接継手からシャルピー試験片を採取して、−５℃における吸収エネルギーを測定した。溶接入熱はＣＯ2 ガスシールドアーク溶接の場合２〜３ｋＪ／ｍｍ、サブマージアーク溶 接の場合板厚６ｍｍ材で３ｋＪ／ｍｍ、板厚２０ｍｍ材で５ｋＪ／ｍｍ、板厚４０ｍｍ材と１００ｍｍ材で７ｋＪ／ｍｍとした。試験片は、溶接のボンド部から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採取した。３本の衝撃吸収エネルギーの平均値を採用した。
被削性の評価として、ボール盤とハイスドリルを使用して孔あけ試験を行った。穿孔長は、板厚６ｍｍの鋼板の場合７枚積み重ねて４２ｍｍ、板厚２０ｍｍの鋼板の場合２枚積み重ねて４０ｍｍ、板厚４０ｍｍの鋼板の場合１枚で４０ｍｍ、板厚１００ｍｍの鋼板の場合１枚で１００ｍｍとして試験を実施した。ドリルは、径６ｍｍφのハイスドリルＳＫＨ５１を用いて貫通穿孔を行った。回転速度は１６１０ｒｐｍ、送り速度は１９０ｍｍ／ｍｉｎ．、切削油は水溶性切削油を使用した。以上の条件で、穿孔不能となるまで孔あけを行い、限界までの穴あけ個数を測定した。
発明例１〜１９は第一の製造方法、すなわち圧延後すみやかに水冷を行う方法で鋼板を製造しており、併せて比較例１〜１９も示す。
発明例１は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１は、発明例１と類似の成分および製造方法であるものの、Ｘ２が本発明の範囲を外れているため、被削性に劣る。
発明例２は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例２は、発明例２と類似の成分および製造方法であるものの、Ｓｉ量が本発明の範囲を外れているため、靱性、溶接熱影響部靱性に劣る。
発明例３は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例３は、発明例３と類似の成分および製造方法であるものの、Ｍｎ量が本発明の範囲を外れているため、溶接熱影響部靱性に劣る。
発明例４は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例４は、発明例４と類似の成分および製造方法であるものの、仕上げ圧延の第一パス噛込温度、フェライト分率が本発明の範囲を外れているため、被削性に劣る。
発明例５は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚２０ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例５は、発明例５と類似の成分および製造方法であるものの、Ａｌ量、Ｘ２が本発明の範囲を外れているため、靱性に劣る。
発明例６は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚２０ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例６は、発明例６と類似の成分および製造方法であるものの、Ｓ量が本発明の範囲を外れているため、靱性、溶接熱影響部靱性に劣る。
発明例７は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚２０ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例７は、発明例７と類似の成分および製造方法であるものの、Ｐ量が本発明の範囲を外れているため、靱性、溶接熱影響部靱性に劣る。
発明例８は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚２０ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例８は、発明例８と類似の成分および製造方法であるものの、仕上げ圧延の第一パス噛込温度、マイクロビッカース硬さが本発明の範囲を外れているため、被削性に劣る。
発明例９は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例９は、発明例９と類似の成分および製造方法であるものの、Ｍｏ量、Ｘ１が本発明の範囲を外れているため、溶接熱影響部靱性に劣る。
発明例１０は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１０は、発明例１０と類似の成分および製造方法であるものの、Ｃｒ量が本発明の範囲を外れているため、溶接熱影響部靱性に劣る。
発明例１１は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響 部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１１は、発明例１１と類似の成分および製造方法であるものの、ビッカース硬さ、水量密度が本発明の範囲を外れているため、強度に劣る。
発明例１２は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１２は、発明例１２と類似の成分および製造方法であるものの、Ｎ量が本発明の範囲を外れているため、靱性、溶接熱影響部靱性に劣る。
発明例１３は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚１００ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１３は、発明例１３と類似の成分および製造方法であるものの、仕上げ圧延の全圧下率、マイクロビッカース硬さが本発明の範囲を外れているため、被削性に劣る。
発明例１４は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚１００ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１４は、発明例１４と類似の成分および製造方法であるものの、Ｂ量、Ｘ１が本発明の範囲を外れているため、靱性に劣る。
発明例１５は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚１００ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１５は、発明例１５と類似の成分および製造方法であるものの、フェライト分率、粗圧延の全圧下率が本発明の範囲を外れているため、被削性に劣る。
発明例１６は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚１００ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１６は、発明例１６と類似の成分および製造方法であるものの、Ｘ２が本発明の範囲を外れているため、溶接熱影響部靱性に劣る。
発明例１７は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚２０ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響 部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１７は、発明例１７と類似の成分および製造方法であるものの、水冷終了温度、ビッカース硬さが本発明の範囲を外れているため、強度に劣る。
発明例１８は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚２０ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１８は、発明例１８と類似の成分および製造方法であるものの、水量密度、フェライト分率が本発明の範囲を外れているため、被削性に劣る。
発明例１９は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚２０ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例１９は、発明例１９と類似の成分および製造方法であるものの、Ｃ量、Ｘ１が本発明の範囲を外れているため、靱性、溶接熱影響部靱性に劣る。
発明例２０〜２３は第二の製造方法、すなわち圧延後鋼板の温度が低下してから再度加熱を行い、その後に水冷を行う方法で鋼板を製造しており、併せて比較例２０〜２３も示す。
発明例２０は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、水冷条件等を制御した製造方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例２０は、発明例２０と類似の成分および製造方法であるものの、再加熱温度、フェライト分率が本発明の範囲を外れているため、被削性に劣る。
発明例２１は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、水冷条件等を制御した製造方法で板厚２０ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例２１は、発明例２１と類似の成分および製造方法であるものの、再加熱後の水冷終了温度、ビッカース硬さが本発明の範囲を外れているため、強度に劣る。
発明例２２は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、水冷条件等を制御した製造方法で板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例２２は、発明例２２と類似の成分および製造方法であるものの、Ｎｂ量、再加熱温度が本発明の範囲を外れているため、靱性、溶接熱影響部靱性、被削性に劣る。
発明例２３は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、水冷条件等を制御した製造方法で板厚１００ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例２３は、発明例２３と類似の成分および製造方法であるものの、Ｔｉ量、再加熱後の冷却速度、ビッカース硬さが本発明の範囲を外れているため、強度、靱性、溶接熱影響部靱性、被削性に劣る。
発明例２４〜２９は第三の製造方法、すなわち圧延後にフェライトの生成が開始するまで空冷を行い、その後水冷を行う方法で鋼板を製造しており、併せて比較例２４〜２９も示す。
発明例２４は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例２４は、発明例２４と類似の成分および製造方法であるものの、水冷開始温度、マイクロビッカース硬さが本発明の範囲を外れているため、被削性に劣る。
発明例２５は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚２０ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例２５は、発明例２５と類似の成分および製造方法であるものの、Ｚｒ量、水冷終了温度、ビッカース硬さが本発明の範囲を外れているため、強度、靱性に劣る。
発明例２６は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例２６は、発明例２６と類似の成分および製造方法であるものの、Ｖ量、水冷開始温度、ビッカース硬さが本発明の範囲を外れているため、強度、靱性、溶接熱影響部靱性、被削性に劣る。
発明例２７は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚１００ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例２７は、発明例２７と類似の成分および製造方法であるものの、Ｎｉ量、Ｘ１、仕上げ圧延の全圧下率が本発明の範囲を外れているため、靱性、溶接熱影響部靱性に劣る。
発明例２８は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚２０ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例２８は、発明例２８と類似の成分および製造方法であるものの、水量密度、ビッカース硬さが本発明の範囲を外れているため、強度に劣る。
発明例２９は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚１００ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例２９は、発明例２９と類似の成分および製造方法であるものの、Ｃｕ量、粗圧延の全圧下率が本発明の範囲を外れているため、靱性、溶接熱影響部靱性に劣る。
発明例３０〜３４は第四の製造方法、すなわち圧延後鋼板の温度が低下してから再度二相域までの加熱を行う方法で鋼板を製造しており、併せて比較例３０〜３４も示す。
発明例３０は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例３０は、発明例３０と類似の成分および製造方法であるものの、ＲＥＭ量、再加熱温度が本発明の範囲を外れているため、靱性、被削性に劣る。
発明例３１は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚２０ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例３１は、発明例３１と類似の成分および製造方法であるものの、Ｃａ量、再加熱後の水冷終了温度、ビッカース硬さが本発明の範囲を外れているため、強度、靱性に劣る。
発明例３２は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚４０ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例３２は、発明例３２と類似の成分および製造方法であるものの、Ｍｇ量、再加熱温度、ビッカース硬さが本発明の範囲を外れているため、強度、靱性に劣る。
発明例３３は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚１００ｍｍ の鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例３３は、発明例３３と類似の成分および製造方法であるものの、Ｖ量、仕上げ圧延の全圧下率が本発明の範囲を外れているため、靱性、溶接熱影響部靱性、被削性に劣る。
発明例３４は、引張強さ５７０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性、溶接性と被削性を達成するため、合金成分のバランス、圧延条件、水冷条件等を制御した製造方法で板厚１００ｍｍの鋼板を製造したものであり、引張強さは５７０ＭＰａ程度で、かつ母材靭性、溶接熱影響部靭性、被削性に優れている。一方、比較例３４は、発明例３４と類似の成分および製造方法であるものの、Ｎｂ量、粗圧延の全圧下率が本発明の範囲を外れているため、靱性、溶接熱影響部靱性、被削性に劣る。
以上の実施例から、本発明により製造された鋼材である発明例１〜３４の鋼板は、引張強さが５７０〜７２０ＭＰａ程度で、靭性、溶接性、被削性全てに優れた鋼材であることは明白である。
Figure 2005290554
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本発明において規定したマイクロビッカース硬さを測定する部位について説明した図。

Claims (15)

  1. 鋼が、質量％で、
    Ｃ ：０．００５〜０．２％、
    Ｓｉ：０．０１〜１％、
    Ｍｎ：０．０１〜１．４％、
    Ｐ ：０．０２％以下、
    Ｓ ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．００１〜０．１％、
    Ｎ ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下であり、Ｘ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで表されるＸ２が０．１５以上１０．０以下であり、さらに鋼を構成する組織のうちフェライト分率が３０％以上９０％以下、残部がベイナイト、マルテンサイトを主体として構成される硬質組織であり、鋼のビッカース硬さが１６５ＨＶ以上３００ＨＶ以下であることを特徴とする、被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。
  2. 鋼が、質量％で、
    Ｃ ：０．００５〜０．２％、
    Ｓｉ：０．０１〜１％、
    Ｍｎ：０．０１〜１．４％、
    Ｐ ：０．０２％以下、
    Ｓ ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．００１〜０．１％、
    Ｎ ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下であり、Ｘ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで表されるＸ２が０．１５以上１０．０以下であり、さらにマイクロビッカース硬さが１９０ＨＶ以下である比率が２０％以上であり、鋼のビッカース硬さが１６５ＨＶ以上３００ＨＶ以下であることを特徴とする、被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。
  3. 質量％で、さらに、
    Ｍｏ：０．０１〜１％、
    Ｃｒ：０．０１〜１％の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。
  4. 質量％で、さらに、
    Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
    Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
    Ｖ ：０．００１〜０．１％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１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。
  5. 質量％で、さらに、
    Ｃｕ：０．００５〜１％、
    Ｎｉ：０．０１〜２％、
    Ｂ ：０．０００２〜０．００５％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４のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。
  6. 質量％で、さらに、
    ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、
    Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、
    Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％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５のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板。
  7. 質量％で、
    Ｃ ：０．００５〜０．２％、
    Ｓｉ：０．０１〜１％、
    Ｍｎ：０．０１〜１．４％、
    Ｐ ：０．０２％以下、
    Ｓ ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．００１〜０．１％、
    Ｎ ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下であり、Ｘ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで表されるＸ２が０．１５以上１０．０以下である鋼片または鋳片を加熱したのち、全圧下率が３０％以上９５％以下の粗圧延を行い、その後に第一パス噛込温度をＴ４＝３５ｌｎ（Ｘ２／２）−２５√ｔ＋１１００で表されるＴ４（℃）以下Ａｒ3 点以上、全圧下率を３０％以上９５％以下とする仕上げ圧延を行い、その後すみやかに水量密度が０．２ｍ3 ／ｍ2 ・ｍｉｎ．以上５．０ｍ3 ／ｍ2 ・ｍｉｎ．以下の水冷を開始し、６００℃以下で水冷を終了することを特徴とする、被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。ただし、ｔは板厚である。
  8. 圧延終了後に開始する水冷において、水冷開始温度以下６５０℃超の平均冷却速度が１℃／ｓ以上５℃／ｓ以下であり、かつ６５０℃以下水冷終了温度以上の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下であることを特徴とする、請求項７に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
  9. 質量％で、
    Ｃ ：０．００５〜０．２％、
    Ｓｉ：０．０１〜１％、
    Ｍｎ：０．０１〜１．４％、
    Ｐ ：０．０２％以下、
    Ｓ ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．００１〜０．１％、
    Ｎ ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下であり、Ｘ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで表されるＸ２が０．１５以上１０．０以下である鋼片または鋳片を加熱、圧延したのちに５００℃以下まで冷却し、さらに鋼板を９００℃以上１０５０℃以下に再加熱し、平均冷却速度１℃／ｓ以上１００℃／ｓで水冷し、５００℃以下で水冷を終了することを特徴とする被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
  10. 質量％で、
    Ｃ ：０．００５〜０．２％、
    Ｓｉ：０．０１〜１％、
    Ｍｎ：０．０１〜１．４％、
    Ｐ ：０．０２％以下、
    Ｓ ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．００１〜０．１％、
    Ｎ ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下であり、Ｘ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで表されるＸ２が０．１５以上１０．０以下である鋼片または鋳片を加熱した後に、全圧下率が３０％以上９５％以下の粗圧延、全圧下率が３０％以上９５％以下の仕上げ圧延を実施し、その後空冷にてＡｒ3 点以下Ａｒ3 点より１５０℃低い温度以上まで冷却したのち、水量密度が０．２ｍ3 ／ｍ2 ・ｍｉｎ．以上５．０ｍ3 ／ｍ2 ・ｍｉｎ．以下の水冷を開始し、５００℃以下で水冷を終了することを特徴とする、被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
  11. 質量％で、
    Ｃ ：０．００５〜０．２％、
    Ｓｉ：０．０１〜１％、
    Ｍｎ：０．０１〜１．４％、
    Ｐ ：０．０２％以下、
    Ｓ ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．００１〜０．１％、
    Ｎ ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、Ｘ１＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ１が０．２４以下であり、Ｘ２＝（Ｓｉ／５＋Ｍｏ＋Ｃｒ／２）／Ｍｎで表されるＸ２が０．１５以上１０．０以下である鋼片または鋳片を加熱した後に、全圧下率が３０％以上９５％以下の粗圧延、全圧下率が３０％以上９５％以下の仕上げ圧延を実施し、その後５００℃以下まで冷却し、さらに鋼板を７３０℃以上９００℃未満に再加熱し、そののちに水冷して水冷を５００℃以下で終了することを特徴とする被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
  12. 質量％で、さらに、
    Ｍｏ：０．０１〜１％、
    Ｃｒ：０．０１〜１％の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項７ないし１１のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
  13. 質量％で、さらに、
    Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
    Ｔｉ：０．００１〜０．１％、
    Ｖ ：０．００１〜０．１％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７ないし１２のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
  14. 質量％で、さらに、
    Ｃｕ：０．００５〜１％、
    Ｎｉ：０．０１〜２％、
    Ｂ ：０．０００２〜０．００５％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７ないし１３のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
  15. 質量％で、さらに、
    ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、
    Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、
    Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％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７ないし１４のいずれか１項に記載の被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板の製造方法。
JP2005059314A 2004-03-11 2005-03-03 被削性と靭性および溶接性に優れた鋼板およびその製造方法 Pending JP2005290554A (ja)

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