JP2008248293A

JP2008248293A - 耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法

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Publication number: JP2008248293A
Application number: JP2007089751A
Authority: JP
Inventors: Ryuji Uemori; 龍治植森; Yoshiyuki Watabe; 義之渡部; Wataru Yamada; 亘山田; Yoshihide Nagai; 嘉秀長井; Akito Kiyose; 明人清瀬; Wataru Ohashi; 渡大橋
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-03-29
Filing date: 2007-03-29
Publication date: 2008-10-16
Anticipated expiration: 2027-03-29
Also published as: JP4959402B2

Abstract

【課題】耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼およびその製造方法を提供すること。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：≦０．０３％、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００１〜０．００３％を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、スラブの表層γ粒径が１２００μｍ以下であることを特徴とする耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼。
【選択図】なし

Description

本発明は、造船、海洋構造物、橋梁、建築、建設機械、タンク、ラインパイプなどの溶接構造物として広く利用可能な、耐表面割れ特性に優れた溶接構造物用鋼およびその製造方法に関するものである。

周知のように、造船、海洋構造物、橋梁、建築など溶接構造物の高強度化、高靭性化を因る観点から、Ｃｕはしばしば有効な添加元素として重用されてきた。通常、Ｃｕ添加した厚鋼板では、連続鋳造段階でのスラブ表面割れや圧延段階での鋼板表面部の割れが生じることがあり、その対策として、圧延前段階でのスラブ表面の手入れや高価な元素であるＮｉの添加などが行なわれる。しかしながら、これらの方法では、生産性の低下やコストアップなどの問題を新たに生むことになり、実用的な観点からさらなる改善策が求められている。

Ｃｕによる表面割れの原因は必ずしも十分に解明されている訳ではないが、スラブ表面あるいは鋼板表面におけるスケール生成時にスケール／鋼板界面にＣｕの濃縮部が形成され、融点の低いＣｕが鋼板表面の結晶粒界に沿って鋼板内部に融液状態で浸入することによる粒界脆化とするのが定説とたっている。この原因から分かるように、Ｃｕ割れの抑制技術として、溶融Ｃｕの粒界浸人量を小さく抑えることが有効であることが容易に想定される。粒界浸人量を抑制する技術として、スラブ段階での表面部の細粒化（粒界面積の増大によるＣｕ浸入量の低減）が考えられる。従来、このような観点から、鋼板表面部の細粒化に着眼した厚鋼板の製造技術はほとんど知られていない。また、Ｃｕ融液の粒界拡散を抑制するような効力を有する元素の活用なども考えられる。

細粒化技術に関しては、例えば、母材靭性を確保する技術として、最終のフェライト粒径を小さくする技術がこれまで開発されてきており、必要靭性レベルにより普通圧延法、制御圧延法、さらには制御圧延＋加速冷却法などが利用されてきた。その基本はＡｌＮやＴｉＮなどの高温で安定な窒化物をピニング粒子として用いて、母材の加熱オーステナイト（γ）粒径を微細化した上で、さらに圧延によりオーステナイト中にフェライトの核生成サイトを多数導入し、最終フェライト粒径を微細にするというものである。

しかしながら、このような母材製造において用いた技術は、あくまでも熱間圧延後の細粒化であり、今問題としているスラブ段階での細粒化には大きな効力は発揮しない。また、再加熱段階でも窒化物の種類により加熱温度を変える必要が生じたり、十分な微細化が達成できないこともしばしば起こる。すなわち、これらの窒化物ではスラブ段階での細粒化の実現は難しく、数１０００μｍ（数ｍｍ）オーダーの粒径となる。

これに対して、近年、超大人熱溶接時の加熱γの細粒化方法として多用されつつある、例えば、超大入熱溶接においても溶接部ＨＡＺ組織を均質に微細化させ、溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼として、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：≦０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０３０％、Ａｌ：０．０００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、Ｃｒ：０．００５〜０．３０％、Ｎｂ：０．００１〜０．２０％、Ｍｏ：０．００５〜０．３０％のうち１種以上を含有することを特徴とする高強度溶接構造用高靭性鋼（例えば、特許文献１参照）や、ＲＥＭを含有する酸化物の分散を制御して、母材靭性および溶接部ＨＡＺ靭性の両方を向上させる高強度溶接構造用鋼として、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５％のうち１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上と、Ｏ、Ｓの一方もしくは両方を含み、粒子径０．００５〜０．５μｍである粒子が、１ｍｍ^２当たり１００００個以上分散していることを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼（例えば、特許文献２参照）が提案されている。

これらの提案されている技術は、スラブ段階での細粒化に係わるものではない。スラブ段階での細粒化としては、高温でも溶解しにくい酸化物や硫化物の利用が考えられ、例えば、酸化物の導入方法として、複合脱酸法などさまざまな工夫がなされているが、従来知られている方法では、スラブ段階での鋼板表面部を１２００μｍ以下程度に微細化する技術は現時点では確立できていない。

特開２００６−２８６２７号公報特開２００３−４９２３７号公報

本発明は、酸化物粒子（あるいは硫化物粒子）の微細分散によるスラブ段階での結晶粒の微細化技術による耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼およびその製造方法の提供を課題とした。

本発明者らは、ＲＥＭの強脱酸剤あるいは強力な硫化物生成能に着目するとともに、従来広く用いられてきたＴｉＮとの組合せによって、スラブ段階での結晶粒の微細化が達成でき、それによって耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼が得られることを見出し、本発明を完成した。

本発明の要旨は、以下の通りである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３〜２．５％、
Ｐ：≦０．０３％、
Ｓ：０．００１〜０．０３％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ａｌ：０．００１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００３％、
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼。

（２）更に、質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｚｒ：０．００５〜０．０５％、
Ｔａ：０．００５〜０．０５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
のうち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）記載の耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼。

（３）スラブの表層γ粒径が１２００μｍ以下であることを特徴とする前記（１）または（２）記載の耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼。

（４）前記（１）または（２）記載の鋼と同一成分を有する鋼片をＡＣ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延した後、自然放冷することを特徴とする耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。

（５）前記（１）または（２）記載の鋼と同一成分を有する鋼片をＡＣ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、自然放冷することを特徴とする耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。

（６）前記（１）または（２）記載の鋼と同一成分を有する鋼片をＡＣ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で０〜６００℃まで冷却することを特徴とする耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。

（７）前記（１）または（２）記載の鋼と同一成分を有する鋼片をＡＣ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに末再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で０〜６００℃まで冷却し、引き続いて３００℃〜ＡＣ１点に加熱して焼戻し熱処理することを特徴とする耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。

本発明の化学成分および製造方法に限定し、ＲＥＭ量、Ｃａ量、Ｔｉ量、Ｎ量をそれぞれ適切に添加することで、スラブ段階でのγ粒径を微細化することができ、これによりＣｕに起因した表面割れ特性を飛躍的に向上させることができ、従来にない耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造が可能となる。その結果、造船、海洋構造物、橋梁、建築、建設機械、タンク、ラインパイプなどの鋼構造物に利用可能なＣｕ含有鋼の生産量が大幅に向上し、しかもＮｉ等の高価な元素を添加することなく製造できることになり、産業上の効果は著しく大きい。

ＲＥＭは、従来から強脱酸剤、脱硫剤として鋼の清浄度を高めることで、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を向上させることが知られている。また、ＲＥＭを含有する酸化物の分散を制御して、母材靭性および溶接部ＨＡＺ靭性の両方を向上させる技術として用いた例が特許文献２に記載されている。

本発明者らは、そのようなＲＥＭの強脱酸剤あるいは強力な硫化物生成能に着目するとともに、従来広く用いられてきたＴｉＮとの組合せによって、スラブ段階での結晶粒の微細化に活用できる余地があると考えた。

以下、本発明に関して詳細に説明する。

本発明者らは、ＲＥＭを添加した場合のスラブ段階での結晶粒の微細化の状況を系統的に調べた。その結果、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、ＴｉおよびＡｌを添加した溶鋼中に、まずＣａを添加し、さらにＲＥＭを添加した場合に、ＲＥＭの酸化物あるいは硫化物（ＲＥＭ（Ｏ、Ｓ））が極めて微細に、かつ高密度に生成されることを見出した。その粒子径は０．００３〜０．３μｍ、粒子数は鋼中に１ｍｍ^２当たり５０００個以上であり、これらの存在はスラブ段階でも強力なピニング力を有していることが確認された。特に、ＴｉＮと併用した場合に、ＲＥＭ無添加鋼と比較してＴｉＮが著しく微細分散していることも明らかになった。その結果、ＲＥＭ酸化物（あるいは硫化物）の存在によって、スラブ段階のγ粒径が最大でも１２００μｍであることが判明した。

本発明は以上のようなスラブ段階でのγ粒の微細化によって達成される耐表面割れ特性に優れた鋼材に関するものであり、γ粒径の微細化によってγ粒界でのＣｕ融液浸入量を極力抑えた画期的な技術である。すなわち、本発明の特徴は、ＲＥＭ添加によるスラブ表面微細化技術を通して、耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼を提供できる点にある。

本発明におけるＲＥＭの添加方法であるが、既に述べたように、最初に、Ｓｉ、Ｍｎを添加後、まず、ＴｉとＡ１を添加した後に、さらにＣａを添加する。次いで、ＲＥＭを添加する。このとき、ＣａはＲＥＭ添加前のフリー酸素の量を低減させる効果を有し、ＲＥＭ（Ｏ、Ｓ）の微細化に寄与する。最適なＲＥＭの添加量は０．０００５〜０．０１％であり、Ｔｉ添加後の溶存酸素量などにも依存する。実験データによれば、最小の０．０００５％は微細なＲＥＭ酸化物（あるいはＲＥＭ硫化物）ができる最小の量であり、０．０１％を超えると粗大なＲＥＭ酸化物ができるようになり、ＨＡＺ靭性が低下するなど悪影響が大きくなることからこれを限度とした。なお、ＲＥＭは粗大酸化物として消費されやすいことから、スラグ中のＦｅＯが１０％以下であることが望ましい。また、ＲＥＭ添加持の製品中の酸素量（Ｔ．Ｏ）は、１０〜５０ｐｐｍ程度が適量である。

以下、本発明の成分の限定理由について述べる。

Ｃ：Ｃは鋼における母材強度を向上させる基本的な元素として欠かせない元素であり、その有効な下限として０．０１％以上の添加が必要であるが、０．２０％を超える過剰の添加では、鋼材の溶接性や靭性の低下を招くので、その上限を０．２０％とした。

Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、鋼中に０．０２％以上の添加が必要であるが、０．５％を超えるとＨＡＺ靭性を低下させるのでそれを上限とする。

Ｍｎ：Ｍｎは、母材の強度および靭性の確保に必要な元素であるが、２．５％を超えるとＨＡＺ靭性を著しく阻害するが、逆に０．３％未満では、母材の強度確保が困難になるために、その範囲を０．３〜２．５％とする。なお、ＣａとＲＥＭを複合添加する本発明では結晶粒の微細化が著しいため、ＨＡＺ靭性への悪影響は小さく、２．５％まで添加することが可能である。

Ｐ：Ｐは不純物として鋼中に含有され、鋼の靭性に影響を与える元素であり、０．０３％を超えて含有すると鋼材の母材だけでなくＨＡＺの脆性を著しく阻害するのでその含有される上限を０．０３％とした。

Ｓ：Ｓは０．０３０％を超えて過剰に添加されると粗大な硫化物の生成の原因となり、靭性を阻害するが、その含有量が０．００１％未満になると、γ粒の細粒化や粒内フェライトの生成に有効なＲＥＭ（Ｏ、Ｓ）やＭｎＳ等の硫化物生成量が著しく低下するために、０．００１〜０．０３０％をその範囲とする。

Ｃｕ：Ｃｕは、脆性を低下させずに強度の上昇に有効な元素であるが、０．０１％未満では効果がなく、１．０％を超えるとＲＥＭ添加時においても鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくする。従って、その含有量を０．０１〜１．０％以下とする。

Ｎｂ：Ｎｂは、炭化物、窒化物を形成し母材強度の向上に効果がある元素であり、本発明では母材製造上必須の元素である。Ｎｂは０．００５％以下の添加ではその効果がなく、０．０５％を超える添加では、母材靭性とＨＡＺ脆性がいずれも低下するために、その範囲を０．００５〜０．０５％以下とする。なお、ＮｂもＭｎと同様に本発明の結晶粒微細化効果によって、脆性への悪影響はＣａ無添加の場合に比べて小さい。

Ａｌ：Ａｌは通常脱酸剤として添加されるが、本発明においては、０．０５％超えて添加されるとＲＥＭの添加の効果を阻害するために、これを上限とする。また、ＲＥＭの酸化物を安定に生成するためには０．００１％は必要であり、これを下限とした。

Ｔｉ：Ｔｉは、脱酸剤として、さらには窒化物形成元素として結晶粒の細粒化に効果を発揮する元素であるが、多量の添加は炭化物の形成による靭性の著しい低下をもたらすために、その上限を０．０５％にする必要があるが、所定の効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要であり、その範囲を０．００５〜０．０５％とする。

Ｎ：Ｎは本来不純物として取り扱うべきものであるが、この量が適正範囲の場合においては、極めて強力なＴｉＮのピニング効果を現出させることから、０．００１〜０．０１％とした。下限値はピニング効果を発揮するための最小量であり、上限値はＨＡＺ靭性を阻害するために規定した。

ＲＥＭ：ＲＥＭは硫化物を生成することにより伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性を改善する。さらにＲＥＭの介在物を通して強力なピニング効果を有していることから、本発明の重要な元素である。ＲＥＭの最適量は前述した通りであり、０．０００５％未満では、十分な効果が得られないこと、また０．０１％を超えるとＲＥＭの粗大酸化物個数が増加し、超微細な酸化物あるいは硫化物の個数が低下するため、その上限を０．０１％とする。

Ｃａ：Ｃａは硫化物を生成することにより伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性を改善する。さらに、ＣａはＲＥＭと同様な効果を有していることから、本発明の重要な元素である。Ｃａの範囲は０．０００１％〜０．００３％の範囲に限定する。０．０００１％未満では、十分な効果が得られたいこと、また０．００３％を超えるとＣａの粗大酸化物個数が増加し、母材靭性やＨＡＺ靭性を低下させるため、その上限を０．００３％とする。

なお、本発明においては、強度および靭性を改善する元素として、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｂの中で、１種または２種以上の元素を添加することができる。

Ｎｉ：Ｎｉは、靭性および強度の改善に有効な元素であり、その効果を得るためには０．０１％以上の添加が必要であるが、１．０％以上の添加では溶接性が低下するために、その上限を１．０％とする。

Ｃｒ：Ｃｒは析出強化による鋼の強度を向上させるために、０．０１％以上の添加が有効であるが、多量に添加すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織を生じさせ、靭性を低下させる。従って、その上限を０．５％とする。

Ｍｏ：Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、その効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要になるが、０．５％を超えた多量の添加は必要以上の強化とともに、靭性の著しい低下をもたらすために、その範囲を０．０１〜０．５％以下とする。

Ｖ：Ｖは、炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、０．０１％以下の添加ではその効果がなく、０．５％を超える添加では、逆に靭性の低下を招くために、その範囲を０．０１〜０．５％とする。

Ｚｒ、Ｔａ：ＺｒとＴａもＮｂと同様に炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、０．００５％以下の添加ではその効果がなく、０．０５％を超える添加では、逆に靭性の低下を招くために、その範囲を０．００５〜０．０５％とする。

Ｂ：Ｂは一般に、固溶すると焼入れ性を増加させるが、またＢＮとして固溶Ｎを低下させ、溶接熱影響部の靭性を向上させる元素である。従って、０．０００５％以上の添加でその効果を利用できるが、過剰の添加は、焼入れ性増加によって靭性の低下を招くために、その上限を０．００５％とする。

上記の成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶製後、連続鋳造などを経て再加熱、圧延、冷却処理を施される。この場合、以下の点を限定した。

熱間圧延・制御圧延ともに、鋼片をオーステナイト化するためにＡＣ３点以上の温度に加熱する必要がある。しかし、１３５０℃を超えて加熱すると、熱源コストの増大が生じることから、加熱温度は１３５０℃以下とした。

次いで、母材製造時に利用する熱間圧延・制御圧延はともに、再結晶温度域で圧延することによりオーステナイト粒径を小さくすることが重要である。また、制御圧延を用いて、強度上昇と靭性向上を図る場合には、さらに未再結晶温度域で圧延することによりオーステナイト粒内に変形帯を導入し、フェライト変態核を導入することが有効である。未再結晶域での累積圧下率が４０％未満では変形帯が十分に形成されないので、未再結晶域で累積圧下率の下限値を４０％とした。しかし、累積圧下率が９０％を超えると、母材シャルピー試験の吸収エネルギーの低下が著しくなるために、上限を９０％にした。

熱間圧延後は通常自然放冷で良い。しかし、自然放冷よりさらに強度を上昇させるためには加速冷却が必要である。しかしながら、冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満では、十分な強度を得ることができない。逆に、冷却速度が６０℃／ｓｅｃ超ではベイナイトあるいはマルテンサイトが主体のミクロ組織となるため母材の靭性が低下する。

したがって、冷却速度を１〜６０℃／ｓｅｃに限定した。この場合、母材の強度を得るために変態が終了するまで加速冷却を継続する必要がある。このため、冷却停止温度の上限を６００℃とした。６００℃超の停止温度では変態が終了しないために、十分な強度が得られない。通常、加速冷却は水を冷却媒体として用いる。それ故、実際上の冷却停止温度の下限は０℃となるので、下限値を０℃とした。

加速冷却後の焼戻し熱処理は回復による母材組織の靭性向上を目的としたものであるから、加熱温度は逆変態が生じない温度域であるＡＣ１点以下でなければならない。回復は転位の消滅・合体により格子欠陥密度を減少させるものであり、これを実現するためには３００℃以上に加熱することが必要である。このため、加熱温度の下限を３００℃とした。上限は変態点以下であるため、ＡＣ１を上限とした。

次に、本発明の実施例について述べる。

表１の化学成分を有する鋳造スラブの表面部より５０ｍｍ長さのブロックを切り出し、スラブのγ粒径と微細化の評価を行なった。ここで、長さ方向は鋳片幅方向に平行とした。γ粒径はミクロ組織写真より切断法にて求めた。また、γ粒径のサイズが１２００μｍ以下を微細粒として評価した。次いで、本発明の重要特性である耐表面割れ特性を評価した。ここでは、割れの個数として、鋳片の表面を含み、鋳片幅方向に少なくとも５０ｍｍのサンプルを切り出し、鋳造方向に垂直な断面を光学顕微鏡で観察し、深さ０．１ｍｍ以上のものを割れとして測定した。最後に、表２に示す熱間圧延および熱処理を行い鋼板とした後、高強度溶接構造用鋼の基本特性として母材靭性を評価した。試験は−４０℃におけるシャルピー衝撃試験により行い、シャルピー吸収エネルギーにより評価した。

鋼１〜１５と鋼５−Ｎｏ．２（鋼５と同じ鋼種）は本発明の例を示したものである。表２から明らかなように、本発明の鋼板は化学成分と製造条件の各要件を満足しており、スラブγ粒径が１２００μｍ以下の微細組織を呈しており、これを反映して表面割れ特性が極めて優れていることがわかる。表２においては、０．２個／ｍｍを指標としているが、これはスラブ表面の手入れの有無という実用的な基準に対比させたものである。さらに、表２からそれぞれの母材靭性も２０ｋｇｆ・ｍ以上の高い吸収エネルギーを示し、いずれも高靭性を有していることがわかる。

それに対し、鋼１６〜２８および、鋼２−Ｎｏ．２と鋼８−Ｎｏ．２は本発明方法から逸脱した比較例を示したものである。すなわち、鋼１６〜２４、２６、２８は基本成分あるいは選択元素の内いずれかの元素が、発明の要件を超えて添加されている例であり、本発明の重要な要素であるＲＥＭ量、Ｃａ量、Ｔｉ量、Ｎ量が適正な場合においても母材の靭性劣化要因となる元素が過剰に添加された事により母材靭性の劣化がいずれも助長されている。

また、鋼１６、１８、２０、２２、２５、２７、２９ではＲＥＭ量、Ｔｉ量、Ｎ量が下限値より小さい場合に相当し、スラブのγ粒径が粗大化し、表面割れが生じている。この内、鋼２５、２７、２８は母材靭性には問題がないものの耐表面割れ特性が不良である。鋼２９はＲＥＭ量が下限値以下であり、Ｃａ量も上限値以上であるため、耐表面割れ特性と母材靭性がいずれも良くない。

比較例鋼２−Ｎｏ．２と鋼８−Ｎｏ．２は本発明の鋼２、鋼８と化学成分が同じであるが、製造条件が満たされていない例であり、前者は累積圧下率が小さい場合に、後者は冷却速度が小さい場合にそれぞれ該当し、母材靭性の劣化が起きている。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３〜２．５％、
Ｐ：≦０．０３％、
Ｓ：０．００１〜０．０３％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ａｌ：０．００１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００３％、
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼。
更に、質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｚｒ：０．００５〜０．０５％、
Ｔａ：０．００５〜０．０５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
のうち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記載の耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼。
スラブの表層γ粒径が１２００μｍ以下であることを特徴とする請求項１または請求項２記載の耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼。
請求項１または請求項２記載の鋼と同一成分を有する鋼片をＡＣ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延した後、自然放冷することを特徴とする耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
請求項１または請求項２記載の鋼と同一成分を有する鋼片をＡＣ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、自然放冷することを特徴とする耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
請求項１または請求項２記載の鋼と同一成分を有する鋼片をＡＣ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で０〜６００℃まで冷却することを特徴とする耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
請求項１または請求項２記載の鋼と同一成分を有する鋼片をＡＣ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに末再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で０〜６００℃まで冷却し、引き続いて３００℃〜ＡＣ１点に加熱して焼戻し熱処理することを特徴とする耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。