JP2008303423A

JP2008303423A - 引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法

Info

Publication number: JP2008303423A
Application number: JP2007151680A
Authority: JP
Inventors: Masaaki Fujioka; 政昭藤岡; Manabu Hoshino; 学星野; Tatsuya Kumagai; 達也熊谷
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-06-07
Filing date: 2007-06-07
Publication date: 2008-12-18
Anticipated expiration: 2027-06-07
Also published as: JP5194571B2

Abstract

【課題】Ｂ添加高張力鋼で懸念される溶接割れ感受性や溶接部靱性の劣化を改善し、非調質又は簡易な熱処理によって製造可能な、引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０００１％超０．１５％未満、Ｓｉ：０．００１％超０．５％未満、Ｍｎ：２．５％超５％未満、Ｂ：０．０００３％超０．００５％未満を含有し、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ａｌ、Ｎを含有し、且つ、Ｐｃｍが０．３％未満であり、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を鋳造した後、室温まで冷却することなくそのまま、又は一度室温まで冷却した後に、９５０℃以上１２５０℃以下に再加熱し、Ａｒ_３点以上の温度で圧延を終了し、且つ、Ａｒ_３点以上の温度から、１℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で室温以上、６５０℃以下の温度域まで強制冷却する。
【選択図】なし

Description

本発明は、引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法に関するものである。

近年、構造物の大型化により、引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２以上の高張力鋼が用いられる場合が増加している。一般に、高張力鋼は強度向上の目的から多くの合金元素を添加するために、溶接割れ感受性は良好であるとは言えない。

そこで、溶接割れ感受性を表す指標であるＰｃｍ値を低く抑制した鋼が提案されている（例えば、特許文献１を参照）。また、５７０Ｎ／ｍｍ^２以上の高張力鋼では、鋼の焼き入れ性を確保するためにＢを添加する場合が多い（例えば、特許文献２を参照）。しかしながら、Ｂの添加は溶接部において顕著な硬化を生じせしめ、溶接割れ感受性や溶接部靱性を劣化させる場合が多い。このようなＢの添加による溶接割れ感受性の低下を改善する観点から、単純にＢの添加を行わない鋼も提案されている（例えば、特許文献３を参照）。

しかしながら、Ｂは安価に鋼の焼き入れ性を増加させることができる有効な元素であることから、Ｂを添加した高張力鋼においても、溶接割れ感受性の低減や溶接部靱性の改善が求められている。また、上記のような引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２以上の高張力鋼は、一般的に、焼入、焼戻という調質処理（熱処理）を伴う工程で製造されることが多い。しかしながら、生産性向上の観点からは、このような高張力鋼を非調質又は簡易な熱処理によって製造することが求められている。
特開２００２−２２０６２２号公報特開平１０−０２５５３５号公報特開平１０−１８３２３９号公報

そこで、本発明は、このような従来の事情に鑑みて提案されたものであり、Ｂを添加した高張力鋼において懸念される割れ感受性や溶接部靱性の劣化を顕著に改善し、なお且つ、このような高張力鋼を非調質又は簡易な熱処理によって製造可能とした、引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法を提供することを目的とする。

高張力鋼の製造プロセスにおいて熱処理の省略又は簡易化が難しい一つの理由は、焼入によって鋼の強度が過剰に増加してしまうために靱性が低下することにある。熱処理は過剰な強度を調整し、靱性を改善するために行われる。また、もう一つの理由には、焼入によって金属組織がマルテンサイトとなったり、高炭素濃度のマルテンサイトとオーステナイトの混合物（以下、Ｍ−Ａ又はＭ−Ａ混合物ともいう。）が生成されると、降伏強度が顕著に低下してしまう点にある。

マルテンサイトやＭ−Ａ混合物が降伏応力を低下させる理由は明確ではないが、マルテンサイト変態時の体積変化時に金属組織中に可動転位が導入され、引張試験時にこれら転位が容易に移動し、低応力で変形が開始するからだと考えられている。この点に関して、熱処理は、Ｍ−Ａ混合物を分解したり、可動転位を時効や析出によって固着させたりするのに有効であり、靱性や降伏強度を向上させる。

このような役割を持つ熱処理を省略又は簡略化するためには、先ず、鋼の焼入性を、目標とする強度を得るのに十分な焼入性とし、且つ過度の焼入性を排除する必要がある。具体的には、鋼の成分をＰｃｍや添加Ｃ量、さらには焼入性に寄与する合金元素量などを制限した成分とすることにより、不必要な焼入性を抑制するとともに、添加Ｃ量、Ｓｉ量などを適正に制限して、Ｍ−Ａの生成を抑制することが必要である。

そこで、本発明者等は、上記課題を解決するために、先ず、鋼成分について以下の検討を行った。
（１）本発明では、鋼の溶接割れ感受性を改善するためにＰｃｍを一定値以下に制限する。この値は、小さければ小さいほど溶接割れ感受性が改善し、溶接を行う前に行う鋼材の予熱温度を低下させることができ、作業効率を増加させることができる。特に、Ｐｃｍが０．３％未満となると、予熱温度が室温程度となり予熱が不要となる。したがって、Ｐｃｍの上限は０．３％未満とすることが望ましい。しかしながら、Ｐｃｍを低下させることは、概ね焼き入れ性を低下させたり、固溶強化や析出強化を通じて強度に寄与する元素を低減させたりすることになり、鋼の強度を低下させる。

（２）そこで、このような鋼の強化を行うために、圧延終了後にはＡｒ_３点以上の温度から、１℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で室温以上６５０℃以下の温度域まで強制冷却を行い、鋼の組織をベイナイトやマルテンサイトなどにして変態組織強化を行う。但し、目標とする鋼の強度によって固溶元素や析出元素をＰｃｍの上限を超えない範囲で添加し、強化を増加する。

（３）このとき、Ｂは、Ｐｃｍをあまり増加させずに、鋼の焼き入れ性を増加させ強度を得やすくする元素であるのでこれを添加する。しかしながら、Ｂは、溶接部の金属組織の焼き入れ性を高めることによって、溶接部の硬さを増加させ、溶接部の靱性が低下させる場合がある。

（４）そこで、本発明者等は、このようなＢを添加した場合の溶接部靱性に及ぼす各元素の影響を調査した。その結果、Ｍｎを通常の使用範囲を超えて、２．５％超、５％未満添加することにより、強度を増加させ、且つ溶接部靱性を向上させることができることを知見した。このＭｎ添加による溶接部靱性の向上は、同程度の焼き入れ性をＮｉなどＭｎ以外の元素で補った場合よりも明らかに良好であった。すなわち、Ｂを極微量添加した系において、Ｍｎを２．５％超、５％未満添加することによって、焼き入れ性の向上による母材強度と溶接部の靱性という相反する特性を両立することができたのである。この改善効果の理由は必ずしも明確ではないが、Ｂ添加による焼入性の微妙な増加がＭｎの変態組織を微細にする効果、すなわちフェライトやベイナイト、マルテンサイトの核生成を促進する一方で結晶粒の成長を抑制するような効果が表れたものと考えられる。

（５）さらに、Ｓｉは、上記Ｍｎのような効果を減少させることもわかったので、これを通常範囲より低減する。具体的には、Ｓｉを０．５％未満とすることが必要であることがわかった。

次に、本発明者等は、鋼成分以外の製造条件について以下の検討を行った。
（６）本発明では、主として、強制冷却の終了温度を通常の焼入より高温（通常の焼入では室温程度）の適正な温度範囲に制御することにより、ベイナイトを中心に生成させ、マルテンサイトやＭ−Ａ混合物の生成を抑制できることがわかった。また、そのような適正範囲を満足できず、マルテンサイトやＭ−Ａが生成してしまった場合でも、１００℃超の温度に加熱した後に放冷すれば、いわゆる自己焼戻の効果により、時効硬化が得られ、降伏強度を改善できる。また、１００℃超に加熱する温度を更に高温にすれば、マルテンサイトやＭ−Ａ混合物も分解され、靱性もより改善される。

そして、本発明者等は、以上のような知見に基づいて、さらに鋭意検討を行った結果、溶接割れ感受性に優れ、製造安定性と溶接部靱性を兼ね備えた高張力鋼を、非調質若しくはこれに準じる簡易な熱処理によって製造できることを見出し、本発明を完成するに至った。すなわち、上記課題を解決することを目的とした本発明の要旨は、以下のとおりである。

［１］質量％で、Ｃ：０．０００１％超、０．１５％未満、Ｓｉ：０．００１％超、０．５％未満、Ｍｎ：２．５％超、５％未満、Ｂ：０．０００３％超、０．００５％未満を含有し、且つ、下記式で表されるＰｃｍが０．３％未満であり、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を鋳造した後、室温まで冷却することなくそのまま、又は一度室温まで冷却した後に、９５０℃以上、１２５０℃以下に再加熱し、Ａｒ_３点以上の温度で圧延を終了し、且つ、Ａｒ_３点以上の温度から、１℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で室温以上、６５０℃以下の温度域まで強制冷却することを特徴とする、引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。
Ｐｃｍ［％］＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ

［２］更に、質量％で、Ｃｕ：０．００１以上、４％以下、Ｎｉ：０．００１％以上、５％以下、Ｃｒ：０．００１％以上、４％以下、Ｍｏ：０．００１％以上、３％以下のうち少なくとも１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記［１］に記載の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。

［３］更に、質量％で、Ｖ：０．０００１％以上、０．２％以下、Ｔｉ：０．０００１％以上、０．１％以下、Ｎｂ：０．０００１％以上、０．１％以下のうち少なくとも１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記［１］又は［２］に記載の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。

［４］更に、質量％で、Ｃａ：０．０００１％以上、０．０２％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０２％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．１％以下のうち少なくとも１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記［１］乃至［３］の何れか一項に記載の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。

［５］更に、質量％で、Ａｌ：０．０００１％以上、０．１％以下、Ｚｒ：０．０００１％以上、０．３％以下、Ｔａ：０．０００１％以上、０．３％以下、Ｈｆ：０．０００１％以上、０．３％以下のうち少なくとも１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記［１］乃至［４］の何れか一項に記載の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。

［６］更に、質量％で、Ｎ：０．０００１％以上、０．０５％以下を含有することを特徴とする、上記［１］乃至［５］の何れか一項に記載の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。

［７］前記室温以上、６５０℃以下の温度域までの強制冷却した後、又はその後に、室温以上、１００℃以下の温度域まで空冷した後、１００℃超、６５０℃以下の温度で熱処理を行うことを特徴とする、上記［１］乃至［６］の何れか一項に記載の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。

以上のように、本発明によれば、Ｂを添加した高張力鋼において懸念される割れ感受性や溶接部靱性の劣化を顕著に改善し、なお且つ、このような高張力鋼を非調質又は簡易な熱処理によって製造可能とした、引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法を提供することが可能となるため、その産業上の効果は計り知れない。

以下、本発明の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法について詳細に説明する。
先ず、本発明を実現するために必要な条件である鋼成分の限定理由について説明する。なお、以下の説明では、特に断らない限り、各成分の％は、質量％を表すものとする。

（Ｃ：０．０００１％超、０．１５％未満）
Ｃは、鋼の強化を行うのに有効な元素である。しかしながら、Ｃが０．０００１％以下では強度を得るのに不十分となるため、その下限を０．０００１％超とした。一方、Ｃが０．１５％以上になると、溶接性を顕著に劣化させるので、その上限を０．１５％未満とした。とりわけＣが０．０２％未満の場合は、鋼中にパーライトやＭ−Ａ混合物の生成が顕著に抑制されるので、母材及び溶接部靱性の改善などの観点から更に望ましい。

（Ｓｉ：０．００１％超、０．５％未満）
Ｓｉは、脱酸元素として、また、鋼の強化元素として有効な元素である。しかしながら、Ｓｉが０．００１％以下ではその効果がないため、その下限を０．００１％超とした。一方、Ｓｉが０．５％以上となると、低温靱性や鋼の表面性状を損ない、また、鋼中にＭ−Ａ混合物の生成が顕著に促進されるので、その上限を０．５％未満とした。なお、このようなＭ−Ａ混合物は、Ｓｉを０．０３％未満にすると、その抑制効果が顕著に表れるので、Ｓｉを０．０３％未満とすることが更に好ましい。

（Ｍｎ：２．５％超、５％未満）
Ｍｎは、鋼の強化及び焼き入れ性を向上させるのに有効な元素である。また、上述した知見に基づいて、Ｍｎの含有量を２．５％超とした場合には、鋼の母材の低温靱性、特に溶接部の低温靱性を改善する効果が得られることから、その下限を２．５％超とした。一方、Ｍｎの含有量が５％以上になると、Ｍｎのミクロ偏析や中心偏析が顕著となり、溶接部靱性や母材靱性を劣化させる。また、Ｍｎの含有量が５％以上になると、鋼の加工性や表面性状を劣化させるので、その上限を５％未満とした。

（Ｂ：０．０００３％超、０．００５％未満）
Ｂ（ボロン）は、Ｐｃｍをあまり増加させずに、鋼の焼き入れ性を増加させ強度を得やすくする元素である。なお、Ｂは、極めて微量でその効果を発揮し、その量は分析下限値である０．０００３％程度でも有効と考えられる。したがって、Ｂの下限は０．０００３％超とした。一方、Ｂの過剰な添加は、逆に鋼の焼き入れ性を低下させたり、鋳片割れの原因等になる。このような観点から、Ｂの上限は０．００５％未満とした。

（Ｐｃｍ：０．３％未満）
次に、溶接割れ感受性を示すＰｃｍは、０．３％程度となると、溶接に先立って行う鋼材の予熱温度が室温程度となり予熱作業が不要となるメリットがあるため、その上限を０．３％未満とした。但し、Ｐｃｍは、鋼の強度が低いほど下げることが可能であるので、目標強度に応じて、０．１８％程度を下限として、できるだけ低減することが望ましい。０．１８％程度を目標値とするのは、これ以上Ｐｃｍを低減しても予熱が不要であることに変わりがないからである。

（Ｃｕ：０．００１％以上、４％以下）
（Ｎｉ：０．００１％以上、５％以下）
（Ｃｒ：０．００１％以上、４％以下）
（Ｍｏ：０．００１％以上、３％以下）
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、鋼の焼き入れ性や強度を増加させる目的で選択的に添加することができる。このうち、Ｃｕは、鋼の焼き入れ性を増加させるとともに鋼中において固溶強化や金属Ｃｕの析出相を形成し、微細組織の形成の促進や延性の劣化を抑制した析出強化が得られる。しかしながら、Ｃｕの含有量が４％超となると、鋼の熱間加工性などを劣化させるので、その上限を４％とした。一方、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、何れも鋼の焼入れ性を向上させるとともに強度を増加させる元素であり、その添加により鋼の強度を高めることができる。しかしながら、過度の添加は鋼の靭性及び溶接性を損なうため、Ｎｉはその上限を５％、Ｃｒはその上限を４％、Ｍｏはその上限を３％とした。また、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの下限を０．００１％としたのは、これ未満では上記効果が得られないからである。

（Ｖ：０．０００１％以上、０．２％以下）
（Ｔｉ：０．０００１％以上、０．１％以下）
（Ｎｂ：０．０００１％以上、０．１％以下）
Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉは、結晶粒の微細化と析出強化の面で有効に機能するので靭性を劣化させない範囲で選択的に添加することができる。このような観点から、その添加量の上限をＶで０．２％、Ｎｂで０．１％、Ｔｉで０．１％とした。また、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの下限を０．０００１％としたのは、これ未満では上記効果が得られないからである。

（Ｃａ：０．０００１％以上、０．０２％以下）
（Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０２％以下）
（ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．１％以下）
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（希土類元素）は、Ｓの無害化に有効であるので選択的に添加することができる。しかしながら、過度の添加は靭性を損なうため、Ｃａ、Ｍｇについては、その上限を０．０２％、ＲＥＭについては、その上限を０．１％とする。また、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの下限を０．０００１％としたのは、これ未満では上記効果が得られないからである。

（Ａｌ：０．０００１％以上、０．１％以下）
（Ｚｒ：０．０００１％以上、０．３％以下）
（Ｔａ：０．０００１％以上、０．３％以下）
（Ｈｆ：０．０００１％以上、０．３％以下）
Ａｌ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆは、脱酸元素又は炭窒化物形成元素として選択的に添加することができる。しかしながら、Ａｌについては０．１％を超えて、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆについては０．３％を越えて添加すると、鋼の靱性や表面性状を劣化させるので、Ａｌの上限を０．１％、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆの上限をそれぞれ０．３％とした。また、Ａｌ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆの下限を０．０００１％としたのは、これ未満では上記効果が得られないからである。

（Ｎ：０．０００１〜０．０１％）
Ｎは、上述したＴｉ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆと窒化物を形成し、オーステナイトの細粒化及びフェライトの再結晶粒の微細化に有効に作用するため、靭性を劣化させない範囲で選択的に添加することができる。このような観点から、Ｎの上限を０．０５％とした。また、Ｎの下限を０．０００１％としたのは、これ未満では上記効果が得られないからである。

（Ｐ：０．０２％以下）
（Ｓ：０．０１％以下）
その他、不可避的不純物であるＰ、Ｓについては、Ｐを０．０２％以下、Ｓを０．０１％以下とすることが好ましい。

次に、本発明の鋼成分以外の製造条件について説明する。
本発明の製造方法は、上記鋼成分を調整し、各成分が上記組成範囲となる鋼を鋳造した後、室温まで冷却することなくそのまま、又は一度室温まで冷却した後に、９５０℃以上、１２５０℃以下に再加熱し、Ａｒ_３点以上の温度で圧延を終了し、且つ、Ａｒ_３点以上の温度から、１℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で室温以上、６５０℃以下の温度域まで強制冷却することを特徴とする。

具体的に、本発明において、再加熱温度の下限を９５０℃としたのは、鋼の金属組織をオーステナイト単相とする必要があるからである。また、再加熱温度の上限を１２５０℃としたのは、これを超える温度では、オーステナイト結晶粒の成長が速く、粗大となり、鋼の低温靱性を劣化させてしまうからである。

圧延の条件については、特に規定しないが、鋼のＡｒ_３点以上で圧延を終了する必要がある。これは、Ａｒ_３温度以下での圧延では金属組織中に加工されたフェライトが混在し、鋼の靱性を劣化させるからである。

圧延後の冷却をＡｒ_３点以上から行うのは、Ａｒ_３点以下から冷却を行ったのでは冷却開始前に粗大なフェライトが生成され、強度を低下させるとともに、靱性を劣化させるからである。また、冷却速度を１℃／ｓｅｃ以上としたのは、これ未満の冷却速度では、鋼の組織をベイナイトやマルテンサイトなどにして変態組織強化を行うことができないからである。冷却方法については、水冷によって実施するのが望ましいが、これと同等の冷却速度が得られればどのような方法を用いてもよい。また、冷却の終了温度を６５０℃以下としたのは、これを超える温度では、金属組織にフェライトが増加し、鋼の強度を高められないからである。さらに、冷却の終了温度を室温以上としたのは、水冷などの現在の設備能力として室温より更に冷却することが困難であるからである。なお、冷却停止温度については、狙いとする強度レベルによって適宜調整することができる。また、靱性の劣化や降伏強度の低下をもたらすＭ−Ａ生成抑制の観点では、１００〜５５０℃程度が好ましいことが判っている。

本発明の製造方法では、上記室温以上、６５０℃以下の温度域まで強制冷却した後に、更に、室温以上、１００℃以下の温度域まで空冷した後、１００℃超、６５０℃以下の温度で熱処理を実施してもよい。

具体的に、上記強制冷却の後、１００℃以下に温度が低下するのを待つのは、Ｍ−Ａ混合物中に残留するオーステナイトをできるだけ多くマルテンサイトに変態させておくためである。すなわち、ここで出来るだけマルテンサイトに変態させておけば、引き続いて実施する熱処理でＭ−Ａ混合物の分解やＭ−Ａ混合物の生成（残留オーステナイトがマルテンサイトに変態）によって生成する可動転位の時効や析出による固着が容易になされるからである。

また、熱処理の温度範囲を１００℃超としたのは、この温度域であれば固溶炭素原子や窒素原子による転位の固着が生じ、いわゆる時効硬化による強化が得られるからである。さらに、この１００℃超の温度域では、セメンタイトやその他の炭窒化物の析出による析出強化が得られるとともに、強度の調整や、Ｍ−Ａ混合物の分解によって靱性の改善がもたらされるからである。一方、極度に高温の熱処理では、セメンタイトやその他の炭窒化物及び金属結晶粒の成長や粗大化により、強度の低下や靱性の劣化をもたらすことになる。そこで、熱処理の最高温度は６５０℃としたが、より適正な熱処理温度としては、１００℃超５００℃以下が好ましい。

なお、熱処理時の昇温速度や保持時間、冷却方法については、特に規定を設けないが、急速加熱や保持時間の短縮及び熱処理後の強制冷却は、何れも鋼の強度を増加させ、靱性を改善するので、必要に応じて適宜条件を選択、調整すればよい。

以下、実施例により本発明の効果をより明らかなものとする。なお、本発明は、以下の実施例に限定されるものではなく、その要旨を変更しない範囲で適宜変更して実施することができる。

本実施例においては、先ず、下記表１〜表６に示す各組成の鋼を用いて、上述した方法により、鋼素材厚、最終的に得られた鋼板の厚さ（製品板厚）及び製造条件を変えながら、表７〜表１０に示すＮｏ．１〜７８の各鋼板を作製した。また、製造条件については、上述した鋼板の製造プロセスに沿って、再加熱温度、圧延終了温度、冷却開始温度、冷却速度、冷却終了温度、及び焼戻温度について条件を異ならせることとした。

なお、表１及び表２は、Ａ１〜Ａ８，Ｂ１〜Ｂ１３の鋼の化学成分、表３及び表４は、Ｃ１〜Ｃ９，Ｄ１〜Ｄ１５の鋼の化学成分、表５及び表６は、Ｘ１〜Ｘ１４の鋼の化学成分を示すものである。また、これら表１〜表６に示す鋼の組成における残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。

表１〜表４に示す鋼Ａ１〜Ｄ１５は、何れも本発明の範囲内にある実施例である。一方、表５及び表６に示す鋼Ｘ１〜Ｘ１４は、何れも本発明の範囲から外れる比較例である。なお、表５及び表６中に示す下線は、本発明の範囲外であることを示す。具体的に、鋼Ｘ１〜Ｘ３は、Ｍｎが不足している。鋼Ｘ４は、Ｃ及びＰｃｍが過剰となっている。鋼Ｘ５は、Ｂが不足している。鋼Ｘ６は、Ｂが過剰となっている。鋼Ｘ７は、Ｖが過剰となっている。鋼Ｘ８は、Ｔｉが過剰となっている。鋼Ｘ９は、Ｎｂが過剰となっている。鋼Ｘ１０は、Ｍｎ及びＰｃｍが過剰となっている。鋼Ｘ１１は、Ｍｏ及びＰｃｍが過剰となっている。鋼Ｘ１２は、Ｃｒ及びＰｃｍが過剰となっている。鋼Ｘ１３は、Ｃｕ及びＰｃｍが過剰となっている。鋼Ｘ１４は、Ｎｉ及びＰｃｍが過剰となっている。

また、表７〜表１０には、Ｎｏ．１〜７８の各鋼板の素材板厚、製品板厚、及び製造条件をまとめて示す。

次に、表７〜表１０に示す各鋼板の機械的特性について、母材の強度特性（降伏応力(ＹＳ)、引張強度(ＴＳ)、降伏比(ＹＲ)、靱性(ｖＴｒｓ)）、溶接部靱性(ｖＴｒ−５℃)、及び斜めｙ型割れ試験の評価を行った。
具体的に、母材の強度特性のうち、ＹＳ［Ｎ／ｍｍ^２］、ＴＳ［Ｎ／ｍｍ^２］、ＹＲ［−］については、各鋼板（母材）から作製したＪＩＳ４号試験片を使用し、引張り試験により測定した。また、ｖＴｒｓ［℃］については、各鋼板（母材）及び溶接部から切り出したＪＩＳ４号試験片を使用し、Ｖノッチシャルピー試験による延性−脆性破面遷移温度を測定した。
ｖＴＥ−５℃［Ｊ］については、溶接入熱を７ＫＪ／ｍｍ相当の溶接したときの溶接部の靱性（シャルピー試験の−５℃における吸収エネルギー）で評価した。
斜めｙ型割れ試験については、ＪＩＳＺ３１５８に規定されているｙ型溶接割れ試験法に基づき、低水素溶材を使用して室温で行った。

以下、Ｎｏ．１〜７８の各鋼板の機械的特性を表１１〜表１４にまとめて示す。
なお、表１１〜表１４中において、本発明の範囲外となっている項目については、下線を付している。但し、特性の評価結果については、一定の評価を行うため、ＴＳが７８０Ｎ／ｍｍ^２未満の鋼板については、ＴＳが５７０Ｎ／ｍｍ^２級の鋼材としてＹＳが５００Ｎ／ｍｍ^２未満の場合に、また、ＴＳが７８０Ｎ／ｍｍ^２以上の鋼板については、ＴＳが７８０Ｎ／ｍｍ^２級以上の鋼材としてＹＳが６５０Ｎ／ｍｍ^２未満の場合に、それぞれ下線を付している。さらに、ｖＴｒｓについては、−２０℃以上の場合に、また、ｖＴＥ−５℃については、１５０Ｊ未満の場合に、それぞれ下線を付している。また、斜めｙ割れ試験結果については、◎は割れ無し、×は割れ有りを表している。

表１１〜１４に示すように、本発明の範囲内で製造したＮｏ．１，２，４〜６，９〜１８，２０〜３２，３７〜４６，４８〜５６，５８〜６４の鋼板（実施例）は、母材の強度及び靭性、溶接部の靭性（ＨＡＺ靱性）、並びに耐割れ性について何れ優れた結果を示した。これらの結果から、上述した知見を確認することができ、また、上述した各鋼成分の限定の根拠を裏付けることができた。

これに対して、Ｎｏ．３の鋼板（比較例）は、再加熱温度、圧延終了温度、冷却開始温度のそれぞれが本発明の範囲よりも低かったため、冷却前にフェライトが析出してしまい、強度が不足する結果となった。また、フェライトが析出した状態から冷却を開始したために、残部が硬質の組織となり、靱性も低下する結果となった。さらに、再加熱温度も低かったために、再加熱時に完全にオーステナイト化が終了せずにフェライトが圧延されてしまい、靱性が一層劣化する結果となった。

一方、比較例Ｎｏ．７，８の鋼板（比較例）は、何れも冷却開始温度が本発明の範囲よりも低かったため、冷却前にフェライトが析出して強度が不足する結果となった。また、Ｎｏ．３の鋼板（比較例）と同様に、フェライトが析出した状態から冷却を開始したために、残部が硬質の組織となり、靱性も低下する結果となった。特に、Ｎｏ．８の鋼板は、再加熱温度も低かったために、再加熱時に完全にオーステナイト化が終了せずにフェライトが圧延されてしまい、靱性が一層劣化する結果となった。

一方、Ｎｏ．１９の鋼板（比較例）は、Ｎｏ．１６〜１８の鋼板（実施例）と同一成分（Ｂ４）であるが、焼戻温度が本発明の範囲よりも高すぎたために、焼戻が過剰に行われ、軟化する結果となった。また、鋼の一部がオーステナイト化し、その後の冷却過程でフェライトに変態してしまったため、強度が低下する結果となった。さらに、軟質相が不均一に生成しているので、靱性も悪い結果となった。

一方、Ｎｏ．３３の鋼板（比較例）は、再加熱温度が高すぎたために、オーステナイトの結晶粒が粗大化する結果となった。この場合、オーステナイトの粗大化により見かけ上の焼き入れ性は向上し、強度は同一成分（Ｃ４）のＮｏ．３２の鋼板（実施例）と比較してやや高いが、結晶粒が粗大化したために靱性が劣化する結果となった。

一方、Ｎｏ．３４の鋼板（比較例）は、Ｎｏ．３の鋼板（比較例）と同様に、再加熱温度、圧延終了温度、冷却温度のそれぞれが本発明の範囲よりも低かったため、冷却前にフェライトが析出してしまい、強度が不足する結果となった。また、フェライトが析出した状態から冷却を開始したために、残部が硬質の組織となり、靱性も低下する結果となった。さらに、再加熱温度も低かったために、再加熱時に完全にオーステナイト化が終了せずにフェライトが圧延されてしまい、靱性が一層劣化する結果となった。

一方、Ｎｏ．３５の鋼板（比較例）は、Ｎｏ．８の鋼板（比較例）と同様に、冷却開始温度が本発明の範囲よりも低かったため、冷却前にフェライトが析出して強度が不足する結果となった。また、Ｎｏ．３の鋼板（比較例）と同様に、フェライトが析出した状態から冷却を開始したために、残部が硬質の組織となり、靱性も低下する結果となった。

一方、Ｎｏ．３６の鋼板（比較例）は、冷却停止温度が高かったために、鋼の金属組織をベイナイトやマルテンサイトにできず、フェライトなどが一部生成されてしまい、強度が低下する結果となった。また、軟質のフェライト組織と硬質のベイナイト、マルテンサイトの混合組織となったため、靱性も低下する結果となった。

一方、Ｎｏ．４７，５７の鋼板（比較例）は、Ｎｏ．１９の鋼板（比較例）と同様に、焼戻温度が本発明の範囲よりも高すぎたために、同一成分（Ｄ２）のＮｏ．４３〜４６，５３〜５６の鋼板（実施例）よりも焼戻が過剰に行われ、軟化する結果となった。また、鋼の一部がオーステナイト化し、その後の冷却過程でフェライトに変態してしまったため、強度が低下する結果となった。さらに、軟質相が不均一に生成しているので、靱性も悪い結果となった。

一方、Ｎｏ．６５〜７８の鋼板（比較例）は、何れも鋼成分が本発明の範囲から外れている比較例である。
このうち、Ｎｏ．６５の鋼板（比較例）は、Ｍｎの含有量が不足している。このため、これとほぼ同じ成分を持ちながらＭｎの含有量のみが異なるＮｏ．６４の鋼板（実施例）と比較して、強度が不足する結果となった。また、Ｍｎの含有量が不足するために、本発明の主旨の一つであるＭｎによる溶接部靱性（ＨＡＺ靱性）の改善効果が減少してしまい、この値が劣化する結果となった。

一方、Ｎｏ．６６，６７の鋼板（比較例）は、Ｍｎの含有量が不足しているが、Ｍｎの低下に伴う強度低下をＮｉの添加量を増加することで強化したものである。この場合、Ｎｏ．６４の鋼板（実施例）と比較して、強度は同等であるものの、溶接部靱性が大幅に劣化する結果となった。

一方、Ｎｏ．６８の鋼板（比較例）は、Ｃが過剰となっているために、強度は高いものの母材の靱性と溶接部靱性が共に低下する結果となった。また、Ｐｃｍも過剰となっているため、溶接割れも見られた。

一方、Ｎｏ．６９の鋼板（比較例）は、Ｂが不足であり、強度が低い結果となった。

一方、Ｎｏ．７０の鋼板（比較例）は、逆にＢが過剰となっているために、焼き入れ性が過剰となり、強度が高い一方で、母材の靱性と溶接部靱性が共に低下する結果となった。

一方、Ｎｏ．７１〜７３の鋼板（比較例）は、それぞれＶ、Ｔｉ、Ｎｂが過剰となっているために、焼き入れ性が過剰となり、また、炭化物や窒化物が大量且つ粗大に析出してしまい、母材の靱性と溶接部靱性が共に低下する結果となった。

一方、Ｎｏ．７４〜７８の鋼板（比較例）は、それぞれＭｎ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉが過剰となっているために、焼き入れ性が過剰となり、母材の靱性と溶接部靱性が共に低下する結果となった。また、Ｐｃｍも過剰となっているため、溶接割れも見られた。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０００１％超、０．１５％未満、
Ｓｉ：０．００１％超、０．５％未満、
Ｍｎ：２．５％超、５％未満、
Ｂ：０．０００３％超、０．００５％未満
を含有し、且つ、下記式で表されるＰｃｍが０．３％未満であり、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を鋳造した後、室温まで冷却することなくそのまま、又は一度室温まで冷却した後に、９５０℃以上、１２５０℃以下に再加熱し、Ａｒ_３点以上の温度で圧延を終了し、且つ、Ａｒ_３点以上の温度から、１℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で室温以上、６５０℃以下の温度域まで強制冷却することを特徴とする、引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。
Ｐｃｍ［％］＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
更に、質量％で、
Ｃｕ：０．００１％以上、４％以下、
Ｎｉ：０．００１％以上、５％以下、
Ｃｒ：０．００１％以上、４％以下、
Ｍｏ：０．００１％以上、３％以下
のうち少なくとも１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。
更に、質量％で、
Ｖ：０．０００１％以上、０．２％以下、
Ｔｉ：０．０００１％以上、０．１％以下、
Ｎｂ：０．０００１％以上、０．１％以下
のうち少なくとも１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１又は２に記載の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。
更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．０２％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０２％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．１％以下
のうち少なくとも１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１乃至３の何れか一項に記載の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。
更に、質量％で、
Ａｌ：０．０００１％以上、０．１％以下、
Ｚｒ：０．０００１％以上、０．３％以下、
Ｔａ：０．０００１％以上、０．３％以下、
Ｈｆ：０．０００１％以上、０．３％以下
のうち少なくとも１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１乃至４の何れか一項に記載の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。
更に、質量％で、
Ｎ：０．０００１％以上、０．０５％以下
を含有することを特徴とする、請求項１乃至５の何れか一項に記載の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。
前記室温以上、６５０℃以下の温度域まで強制冷却した後、又はその後に、室温以上、１００℃以下の温度域まで空冷した後、１００℃超、６５０℃以下の温度で熱処理を行うことを特徴とする、請求項１乃至６の何れか一項に記載の引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の溶接割れ感受性に優れた高張力鋼の製造方法。