JP2007009325A - 耐低温割れ性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】耐低温割れ性に優れた高張力鋼材およびその製造方法を提供。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下を含有し、かつＮｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％の一種または二種以上、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、W、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの一種または二種以上、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、Ａｒ_３変態点以上の温度から５００℃以下の温度まで焼入れた後、焼戻し開始温度から所定の焼戻し温度までの鋼材中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として焼戻し、Ｍｏ及びＮｂ、Ｖ、Ｔｉの一種または二種以上を含有する平均粒子径２０ｎｍ以下の析出物を５個／２５００００ｎｍ^２以上含む。
【選択図】図１

Description

本発明は、耐低温割れ性に優れた高張力鋼材およびその製造方法に関し、特に引張強度が６００ＭＰａ以上の耐低温割れ性に優れる高張力鋼材として好適なものに関する。

近年、建設産業機械・タンク・ペンストック・ラインパイプ等の鋼材使用分野では、構造物の大型化を背景として、使用する鋼材の高強度化が進んでいる。

しかし、このような鋼材の高強度化は、一般的に溶接時の低温割れ感受性を高めることが知られており、溶接施工時に、予熱処理や後熱処理によって、ＨＡＺの硬化抑制や脱水素の助長を行ったり、また、低水素系溶接棒の使用によって、水素量を低減したりすることによって低温割れが防止されてきた。

しかし、予熱処理・後熱処理・低水素系溶接棒の使用は、その効果に限度があり、十分に溶接低温割れの防止が出来ない場合もあった。そこで、更に鋼材の耐低温割れ特性を向上させるべく、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４等で、ＭｎＳの生成の抑制によって低温割れ感受性を低減させる方法やＶＮの生成によって低温割れ感受性を低減させる方法、Ｔｉ_２Ｏ_３酸化物やＳｉ−Ｍｎ−Ｔｉ−Ａｌ系複合酸化物（オキシサイド）を積極的に生成させて水素をトラップし、ＨＡＺの拡散性水素量を低下させる方法等が提案されている。
特開昭５７−２２４６号公報 特開昭６２−５４８６２号公報 特開平８−１７６７２４号公報 特開２００１−３４８６４９号公報

しかしながら、上記特許文献１〜４に記載されている方法によっても、強度レベルが高くなると、特に水素量が高い溶接材料を用いて低い入熱量で溶接を行った場合には、低温割れの発生を防止できないため、特に強度が９００ＭＰａ以上の高いレベルで、より耐低温割れ特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法が求められていた。

本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、強度が６００ＭＰａ以上で、特に９００Mpa以上の耐低温割れ性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法を提供することを目的とする。

低温割れは、室温で鋼中を拡散可能ないわゆる拡散性水素が応力集中部に集積し、その量が材料の限界値に到達すると発生するとされており、そのため、耐低温割れ性を向上させる一つの指針として応力集中部に集積する拡散性水素の量を減少させることが挙げられる。

本発明者らは、鋼材の耐低温割れ性を向上させるために鋭意研究を重ねた結果、特に合金炭化物等の析出物形成元素であるＭｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉの添加量と焼戻し処理時における鋼材の板厚方向中心部の昇温速度を規定することによって、析出物の微細分散化および残留オーステナイトの適正量の確保を達成し、これらの析出物や残留オーステナイトによる拡散性水素のトラップ量の増大を通じて、応力集中部に集積する拡散性水素量が減少し、従来材よりも耐低温割れ性に優れた高張力鋼材を得ることが可能となることを見出した。

本発明は得られた知見に基づき、更に検討を加えてなされたものであって、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下を含有し、かつＮｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％から選ばれる一種または二種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で、Ｍｏ及びＮｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する平均粒子径２０ｎｍ以下の析出物を５個／２５００００ｎｍ^２以上鋼中に含むことを特徴とする耐低温割れ特性に優れた高張力鋼材。

２．更に、鋼組成が、質量％で、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｃｒ：２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする１に記載の耐低温割れ性に優れた高張力鋼材。

３．更に、鋼組成が、質量％で、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする１または２記載の耐低温割れ性に優れた高張力鋼材。

４．ミクロ組織が、残留オーステナイトを０．５〜５％の体積分率で含むことを特徴とする１乃至３の何れか一つに記載の耐低温割れ性に優れた高張力鋼材。

５．１乃至３の何れか一つに記載の成分組成を有する鋼片をＡｒ_３変態点以上の温度から５００℃以下の温度まで焼入れた後、焼戻し開始温度から所定の焼戻し温度までの鋼材中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として焼戻すことを特徴とする耐低温割れ特性に優れた高張力鋼材の製造方法。

本発明によれば、引張強度が６００ＭＰａ以上、特に９００MPa以上の、耐低温割れ性に優れた高張力鋼材が得られ、産業上極めて有用である。

［成分組成］
本発明における成分の限定理由について述べる。化学成分組成を示す％は、何れも質量％である。
Ｃ：０．０２〜０．２５％
Ｃは、強度を確保するために含有するが、０．０２％未満ではその効果が不十分であり、一方、０．２５％を超えると母材および溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃ含有量を０．０２〜０．２５％に限定する。

Ｓｉ：０．０１〜０．８％
Ｓｉは、製鋼段階の脱酸剤および強度向上元素として含有するが、０．０１％未満ではその効果が不十分であり、一方、０．８％を超えると粒界が脆化し、低温割れの発生を促進する。従って、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．８％に限定する。

Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、強度を確保するために含有するが、０．５％未満ではその効果が不十分であり、一方、２．０％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｍｎ含有量を０．５〜２．０％に限定する。

Ｍｏ：０．１〜１％
Ｍｏは、焼入れ性および強度を向上する作用を有すると同時に、炭化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐低温割れ性を向上させるために、必須の添加成分である。０．１％未満の添加ではその効果は充分ではなく、一方、１％を超える添加は経済性が劣る。従って、Ｍｏを添加する場合には、その含有量を０．１〜１％に限定する。特にMoは焼戻し軟化抵抗を大きくする作用を有し、強度を９００ＭＰａ以上確保するために０．２％以上添加することが好ましい。

Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸剤として添加されると同時に、結晶粒径の微細化にも効果があるが、０．００５％未満の場合にはその効果が十分でないため下限を０．００５％、好ましくは０．０１％超えとする。一方、０．１％を超えて含有すると、鋼板の表面疵が発生し易くなる。従って、Ａｌ含有量を０．００５％以上、好ましくは０．０１％超え〜０．１％に限定する。

Ｎ：０．０００５〜０．００８％
Ｎは、Ｔｉなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有するために添加する。０．０００５％未満の添加では組織の微細化効果が充分にもたらされず、一方、０．００８％を超える添加は固溶Ｎ量が増加するために母材および溶接熱影響部の靭性を損なう。従って、Ｎ含有量を０．０００５〜０．００８％に限定する。

Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下
Ｐ、Ｓは、いずれも不純物元素であり、０．０３％を超えると健全な母材および溶接継手を得ることができなくなる。従って、Ｐ、Ｓ含有量をそれぞれ０．０３％以下に限定する。

Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの一種または二種以上
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、一種または二種以上含有していれば、拡散性水素をトラップし、耐低温割れ性を向上させる効果を有するため、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％の一種または二種以上を含有する。

Ｎｂ：０．００１〜０．１％
Ｎｂは、マイクロアロイング元素として強度を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐低温割れ性を向上させる。０．００１％未満の添加ではその効果は充分ではなく、一方、０．１％を越える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｎｂを添加する場合には、その含有量を０．００１〜０．１％に限定する。

Ｖ：０．００１〜０．５％
Ｖは、マイクロアロイング元素として強度を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒
化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐低温割れ性を向上させる。０．００１％未満の添加ではその効果は充分ではなく、一方、０．５％を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｖを添加する場合には、その含有量を０．００１〜０．５％以下に限定する。

Ｔｉ：０．００１〜０．１％
Ｔｉは、圧延加熱時あるいは溶接時にＴｉＮを生成し、オーステナイト粒の成長を抑制し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐低温割れ性を向上させる。

また、ＭｏやＮｂと複合析出物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐低温割れ性を向上させる効果も有する。０．００１％未満の添加ではその効果は充分ではなく、一方、０．１％を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｔｉを添加する場合には、その含有量を０．００１〜０．１％に限定する。

本発明では、所望の特性に応じてさらに以下の成分を一種以上含有することができる。Ｃｕ：２％以下
Ｃｕは、固溶強化および析出強化により強度を向上する作用を有している。しかしながら、Ｃｕ含有量が２％を超えると、鋼片加熱時や溶接時に熱間での割れを生じやすくする。従って、Ｃｕを添加する場合には、その含有量を２％以下に限定する。

Ｎｉ：４％以下
Ｎｉは、靭性および焼入れ性を向上する作用を有している。しかしながら、Ｎｉ含有量が４％を超えると、経済性が劣る。従って、Ｎｉを添加する場合には、その含有量を４％以下に限定する。

Ｃｒ：２％以下
Ｃｒは、強度および靭性を向上する作用を有しており、また高温強度特性に優れる。従って、高強度化する場合に積極的に添加し、特に引張強度９００ＭＰａ以上の特性を得るために０．３％以上添加するのが好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が２％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を２％以下に限定する。

W:2%以下
Ｗは、強度を向上する作用を有している。しかしながら、２％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Wを添加する場合は、その含有量を２％以下に限定する。

Ｂ：０．００３％以下
Ｂは、焼入れ性を向上する作用を有している。しかしながら、０．００３％を超えると、靭性を劣化させる。従って、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．００３％以下に限定する。

Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御に不可欠な元素である。しかしながら、０．０１％を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Ｃａを添加する場合には、その含有量を０．０１％以下に限定する。

ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭは、鋼中でＲＥＭ（Ｏ、Ｓ）として硫化物を生成することによって結晶粒界の固溶Ｓ量を低減して耐ＳＲ割れ特性を改善する。しかしながら、０．０２％を超える添加は、沈殿晶帯にＲＥＭ硫化物が著しく集積し、材質の劣化を招く。従って、ＲＥＭを添加する場合には、その添加量を０．０２％以下に限定する。

Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは、溶銑脱硫材として使用する場合がある。しかしながら、０．０１％を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Ｍｇを添加する場合には、その添加量を０．０１％以下に限定する。

［ミクロ組織］
本発明における析出物の析出形態の限定理由について述べる。
Ｍｏ及びＮｂ，Ｖ，Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する平均粒子径２０ｎｍ以下、好ましくは１５ｎｍ以下の析出物を、５個／２５００００ｎｍ^２以上の割合、好ましくは１０個／２５００００ｎｍ^２以上を鋼中に含む。

析出物の観察は、例えば、薄膜または抽出レプリカのサンプルを用いて、透過型電子顕微鏡にて行う。粒子径は、画像解析による円相当径にて評価し、平均粒子径は、例えば、５００ｎｍ四方の視野中で観察される析出物を対象として、任意の５視野以上の単純平均値とする。

Ｍｏ及びＮｂ，Ｖ，Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する析出物は、大きさによらず拡散性水素をトラップする効果を有するが、平均粒子径が２０ｎｍより大きくなると格子整合性が低くなり、拡散性水素をトラップする力が弱くなるため、耐低温割れ性の向上効果が小さくなる。そこで平均粒子径を２０ｎｍ以下、好ましくは１５ｎｍ以下とする。

また、Ｍｏ及びＮｂ，Ｖ，Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する析出物の密度が５個／２５００００ｎｍ^２未満となると、これらの析出物によりトラップされる拡散性水素の量が少なくなり、耐低温割れ性の向上効果が小さくなる。そこで、５個／２５００００ｎｍ^２以上の割合、好ましくは１０個／２５００００ｎｍ^２以上の割合で鋼中に含むとする。

尚、Ｍｏ及びＮｂ，Ｖ，Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する析出物とは、Ｍｏが必須元素として含有され、更にＮｂ，Ｖ，Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する析出物である。

本発明は、残留オーステナイトを０．５〜５％の体積分率で含むミクロ組織とするのが好ましい。残留オーステナイトは、水素の固溶度が高いため水素トラップサイトとして機能し、耐遅れ破壊特性を向上させるが、０．５％未満ではその効果が明確でなく、５％を超えると強度が低下するため、０．５〜５％、更に、好ましくは２〜４％とする。

残留オーステナイト量の測定は、例えば、Ｘ線回折によるオーステナイト格子定数のピークの定量化によって測定する。次に、本発明において好ましい製造条件について述べる。

［焼入れ条件］
母材強度および母材靭性を確保するため、熱間圧延後、Ａｒ_３変態点以上の温度から５００℃以下の温度まで焼入れを行う。焼入れは０．５℃／ｓ以上、好ましくは１℃／ｓ以上の速度で冷却する。

本規定により、オーステナイトからマルテンサイトもしくはベイナイトへの変態が完了し、母材が強化される。尚、本発明は、Ａｒ_３変態点以上のオーステナイト単相組織の状態から焼入れを開始すれば、熱間圧延後に直接焼入れを行っても、熱間圧延材を再加熱後に焼入れを行っても良い。

本発明ではＡｒ_３変態点を求める式は特に規定しないが、例えばＡｒ_３＝９１０−３１０Ｃ（ｍａｓｓ％）−８０Ｍｎ（ｍａｓｓ％）−２０Ｃｕ（ｍａｓｓ％）−１５Ｃｒ（ｍａｓｓ％）−５５Ｎｉ（ｍａｓｓ％）−８０Ｍｏ（ｍａｓｓ％）とする。

［焼戻し条件］
焼戻し時、焼戻し開始温度から所定の焼戻し温度までの鋼材中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上にする。再加熱焼入れなどにより一旦室温まで冷却した場合においても焼戻し時の平均昇温速度を１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上にする。

焼戻し時に生じる合金炭化物、合金窒化物、合金炭窒化物等の析出物の生成・成長挙動には焼戻し時の昇温速度が影響を及ぼし、板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上とした場合、析出物の微細分散化が達成される。

１℃／ｓ未満では炭化物や炭窒化物が析出する前に粒界やラス界面にＣが拡散するので、粗大な炭化物や炭窒化物しか得ることができず、水素のトラップサイトとなる炭化物や炭窒化物を微細分散させる効果が得られない。

更に、焼戻し時に、６００℃以上での昇温速度が１０℃／ｓ以上となる温度領域を持たせると、分散析出したセメンタイトのＦｅが合金元素に置き換わって微細な合金炭化物の析出を促進させて好ましい。

引張強度９００ＭＰａ以上に高強度化する場合は、焼戻し温度を４５０〜５５０℃の範囲にすることが高強度、且つ高靭性のバランスのよい特性を得るのに好ましい。

また、焼戻し時の昇温過程は、所定の平均昇温速度が得られれば良く、直線的な温度履歴を取っても、途中温度で滞留するような温度履歴を取っても良く、特に規定しない。

焼戻し温度における保持時間は、生産性や析出物の粗大化に起因する耐低温割れ性の劣化を防止すべく、６０ｓ以下とすることが望ましい。

焼戻し後の冷却速度については、冷却中における析出物の粗大化を防止すべく、焼戻し温度〜２００℃までにおける板厚中心部の平均冷却速度を０．０５℃／ｓ以上とすることが望ましい。

以上の条件によって、上述の析出物による拡散性水素のトラップ量が増加するため、応力集中部に集積する拡散性水素量が減少し、従来の鋼材よりも耐低温割れ性が向上する。

本発明においてはＡｒ_３変態点以上から焼入れが可能なように鋼片を製造すれば良く、溶鋼から鋳片を製造する方法や、鋳片を圧延して鋼片を製造する方法は特に規定しない。転炉法・電気炉法等で溶製された鋼や、連続鋳造・造塊法等で製造されたスラブが利用できる。

鋳片を圧延して鋼片を製造する際、Ａｒ_３変態点以下に冷却することなく、そのまま熱間圧延を開始しても、一度冷却した鋳片をＡｃ_３変態点以上に再加熱した後に熱間圧延を開始しても良い。

Ａｒ_３変態点以上で圧延を終了すれば、その他の圧延条件に関して特に規定するものではない。Ａｒ_３変態点以上の温度の圧延であれば、再結晶域で圧延を行っても未再結晶域で圧延を行って良い。

焼戻し時の加熱方式は、誘導加熱、通電加熱、赤外線輻射加熱、雰囲気加熱等、所要の昇温速度が達成される方式で良い。焼戻し時における平均昇温速度の規定は、板厚中心部にて行ったが、板厚中心部近傍はほぼ同様の温度履歴となるので、板厚の中心に限定するものではない。

尚、本発明において規定する焼入れ温度、焼戻し開始温度などの温度は、板厚中心部での温度とする。

本発明は鋼板に限定されるものではなく、形鋼、棒鋼など種々の形状の鋼材に適用可能である。

本発明の有効性を実施例によって説明する。表１に示す化学成分の鋼Ａ〜Ｐを溶製してスラブに鋳造し、加熱炉で加熱後、圧延を行い鋼板とした。圧延後、引続き直接焼入れし、次いで、ソレノイド型誘導加熱装置を用いて焼戻し処理を行った。

また、板厚中心部の平均昇温速度は、鋼板の通板速度によって管理した。なお、焼戻し温度にて保持する場合には、鋼板を往復させて加熱することによって、±５℃の範囲内で
保持を行った。

また、加熱後の冷却は空冷とした。焼戻し温度や焼入れ温度などの板厚中心部における温度は、放射温度計による表面の逐次における温度測定結果から、伝熱計算によって求めた。

表２に鋼板製造条件、析出物の平均粒子径、析出物の密度、残留オーステナイトの体積分率を、表３に得られた鋼板の降伏強度、引張強度、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）、ルート割れが生じなくなる予熱温度（割れ停止温度）を示す。また、図１に母材のＰｃｍ値と割れ停止温度の関係を示す。

析出物の大きさおよび密度は、透過型電子顕微鏡を用いて、抽出レプリカにより抽出した析出物を写真撮影し、５００ｎｍ四方の視野中で観察される析出物を対象として、任意の５視野の平均を求めた。なお、粒子径は、画像解析による円相当径にて評価した。

残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線回折によりオーステナイト格子定数のピークを定量化することによって測定した。

また、降伏強度および引張強度は、全厚引張試験片により測定し、靭性は、板厚中心部より採取した試験片を用いたシャルピー衝撃試験によって得られるｖＴｒｓで評価した。

更に、割れ停止温度は、ＪＩＳ Ｚ ３１５８に記載のｙ型溶接割れ試験方法に従って溶接低温割れ試験を実施し、ルート割れ率が０となる温度とした。

溶接材料は、低水素系の８０ｋｇｆ／ｍｍ^２級被覆溶接棒を用い、溶接入熱は１７ｋＪ／ｃｍとした。

なお、同一条件で溶接した溶着金属中の拡散性水素濃度は、ＪＩＳ Ｚ ３１１８に記載の鋼溶接部の水素量測定方法に従って求めた結果、溶着金属１００ｇあたり２．８〜３．２ｍｌであった。

表３および図１から明らかなように、割れ停止温度はＰｃｍ値に依存するが、同一のＰｃｍ値の鋼で比較すると、請求項１乃至３の何れか一つに記載の本発明で規定する条件（成分組成、析出物の平均粒子径、密度）のいずれか１つ以上を満たさない比較鋼板の溶接継手に比べ本発明で規定する条件を満たす鋼板の溶接継手は、割れ停止温度が低く、低温割れ感受性が低い。以下、比較例について個別に説明する。

鋼種Ａにおいて、直接焼入れ開始温度がＡｒ_３変態点未満の鋼板Ｎｏ．２は、析出物の密度が本発明範囲外で、本発明例の鋼板Ｎｏ．１に比べて割れ停止温度が高い。

鋼種Bにおいて、直接焼入れ停止温度が５００℃を超える鋼板Ｎｏ．４は、析出物の密度が本発明範囲外で、本発明例の鋼板Ｎｏ．３に比べて割れ停止温度が高い。

鋼種C、D、E、F、Hにおいて、焼戻し開始から焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度が１℃／ｓ未満の鋼板Ｎｏ．６、８、１０、１２、１８は、析出物の密度が本発明範囲外の比較例で、それぞれ同一の鋼種において本発明例の鋼板Ｎｏ．５、７、９、１１、１７に比べて割れ停止温度が高い。

鋼種G、I、J、Kにおいても、焼戻し開始から焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度が１℃／ｓ未満の鋼板Ｎｏ．１４、１６、２０、２２、２４、２６、２８、３０は、析出物の平均粒子径、析出物の密度のいずれかまたは両方が本発明範囲外の比較例で、それぞれ同一の鋼種において本発明例の鋼板Ｎｏ．１３、１５、１９、２１、２３、２５、２７、２９に比べて割れ停止温度が高い。

鋼種Lにおいては、焼戻し開始から焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度が１℃／ｓ未満の鋼板Ｎｏ．３２は、析出物の密度が本発明範囲外で、本発明例の鋼板Ｎｏ．３１に比べて割れ停止温度が高い。

鋼組成が本発明範囲を外れている鋼板Ｎｏ．３３、３４、３５、３６は、析出物の密度も本発明範囲外のため、それぞれ同様のPｃｍを有していて、かつ板厚が同じ本発明例の鋼板Ｎｏ．１３、２３、３１、３１に比較して、割れ停止温度が高い。

実施例１〜３６において残留オーステナイト量の体積分率が多いものは少ないものより、ルート割れ率が小さい傾向が認められた。尚、本発明例はいずれも引張強度６００ＭＰａ以上であった。

母材のＰ_ＣＭ値とルート割れが生じなくなる母材の予熱温度との関係を示す図。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下を含有し、かつＮｂ：０．００１〜０．１％、Ｖ：０．００１〜０．５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％から選ばれる一種または二種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で、Ｍｏ及びＮｂ、Ｖ、Ｔｉから選ばれる元素の一種または二種以上を含有する平均粒子径２０ｎｍ以下の析出物を５個／２５００００ｎｍ^２以上鋼中に含むことを特徴とする耐低温割れ特性に優れた高張力鋼材。
2. 更に、鋼組成が、質量％で、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｗ：２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の耐低温割れ性に優れた高張力鋼材。
3. 更に、鋼組成が、質量％で、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の耐低温割れ性に優れた高張力鋼材。
4. ミクロ組織が、残留オーステナイトを０．５〜５％の体積分率で含むことを特徴とする請求項１乃至３の何れか一つに記載の耐低温割れ性に優れた高張力鋼材。
5. 請求項１乃至３の何れか１つに記載の成分組成を有する鋼片をＡｒ_３変態点以上の温度から５００℃以下の温度まで焼入れた後、焼戻し開始温度から所定の焼戻し温度までの鋼材中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として焼戻すことを特徴とする耐低温割れ特性に優れた高張力鋼材の製造方法。

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