JP3569499B2 - 溶接性に優れた高張力鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接性の優れた高張力鋼およびその製造方法に関するもので、鉄鋼業においては厚板、形鋼、ホットストリップミルなどに適用できる。当該鋼は、建築、土木、海洋構造物、造船、各種の貯槽タンク、建設・産業機などの溶接構造用鋼として広範な用途に適用できる。
【０００２】
【従来の技術】
溶接性向上を謳った鋼材およびその製造方法については、例示するまでもなく、過去多くの公開公報、特許公報などが開示されている。いずれも基本的には、鋼材の成分調整による炭素当量（Ｃｅｑ）や溶接割れ感受性組成（ＰＣＭ）の低減が主たるポイントであって、そのような低成分で所定の強度を確保する製造方法との組み合わせなどで特許性を主張しているものである。例えば、ＴＭＣＰ（ｔｈｅｒｍｏ−ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｃｏｎｔｒｏｌ ｐｒｏｃｅｓｓ）と呼ばれる加熱、圧延（制御圧延）、冷却（制御冷却）に至る鋼材の製造プロセスを鋼成分とともに緻密に制御することで、溶接性を飛躍的に向上させたことは周知の通りである。
【０００３】
このＴＭＣＰ技術の中で重要な役割を果たすのは、Ｎｂに代表されるマイクロアロイである。その添加量は、功罪両面での冶金的な現象に対する効果やコスト上の観点から、あまり多く添加されることはなかった。特に、Ｎｂは、ＮｂとＣとの原子量比が大きい（Ｎｂ／Ｃ≒７．８）こともあって、極低ＣのＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ ｆｒｅｅ）鋼以外では、Ｃに対して化学量論的に過剰となる程度以上に添加されることはなく、そのような範囲でのＮｂの溶接性をはじめとする冶金的効果については、必ずしも十分な知見があるわけではなかった。
【０００４】
また、高温加熱によりＮｂを一旦溶体化させることで、「固溶Ｎｂ」の冶金的効果の利用は可能であるが、Ｃ、Ｎ量に対して化学量論的に少ないＮｂ添加では、炭窒化物として析出してしまった後は、固溶状態のＮｂは利用すべくもない。
【０００５】
本発明者らは、鋼成分的には類似する低Ｃ−高Ｎｂ鋼の優れた溶接性に着目し、特願２０００−３６７４２７号の発明をなすに至った。しかし、その後、鋭意研究を重ねた結果、圧延終了後、ある温度以上に長時間滞留させることでオーステナイト粒界からのフェライトの析出が顕著に遅延、抑制され、強度が著しく向上することを見いだし、本発明に至った。その機構については必ずしも明確ではないが、過剰（固溶）Ｎｂがオーステナイト粒界に拡散、偏析することも一因と考えられ、この拡散のために、圧延後高温での滞留が必要と推定している。
【０００６】
一般に、高温での長時間の滞留は、組織の粗大化を招くため、意図的に滞留させることは通常行われない。本発明は、ＮｂがＣ、Ｎ量に対して化学量論的に過剰な低Ｃ−高Ｎｂ鋼であるために可能となったもので、かつ、Ｃ量が低いために粗大な組織であっても十分な靭性を確保できるようになったものである。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、極低Ｃで合金添加のほとんどないＩＦ鋼ではなく、溶接構造用鋼材として、強度、靭性などの基本性質を損なうことなく、溶接性に優れる高張力鋼を得るため、Ｎｂを化学量論的にＣ、Ｎに対して過剰に添加し、適切な製造プロセスと組み合わせることで、オーステナイト粒界からのフェライトの析出を制御し、高張力化を可能とするものである。
【０００８】
本発明により、広範な用途に適合する溶接性に優れる高張力鋼を、工業的に安定して供給可能とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明の第一のポイントは、ＮｂをＣ、Ｎに対し化学量論的に過剰に添加し、あらゆる局面で「固溶Ｎｂ」を確保することにある。このことで、あえて高温加熱することなく固溶Ｎｂが確保できるため、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶抑制効果などの固溶Ｎｂによる冶金効果が享受できる。また、第二のポイントは、熱間圧延後、引き続き特定の温度以上に長時間滞留させることでオーステナイト粒界からのフェライトの析出を制御（遅延、抑制）することにある。これらの結果、溶接性に優れる比較的低い炭素当量（Ｃｅｑ）、溶接割れ感受性組成（ＰＣＭ）で高張力化が達成できる。
【００１０】
そのために鋼成分をはじめ製造方法を本発明の通り限定したものであるが、その要旨は以下に示す通りである。
【００１１】
（１） 鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．０６％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
かつ、
Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂ＝Ｎｂ−７．８×［Ｃ−（Ｔｉ−３．４Ｎ）／４］
と定義するＥｘｃｅｓｓ Ｎｂが＋０．０１％以上を満足するように
Ｎｂ：０．０１〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％
の範囲内でＮｂ単独またはＮｂとＴｉの両者を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする溶接性に優れた高張力鋼。
【００１２】
（２） 上記鋼成分に加え、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜２．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％の範囲でＣｕ添加量の１／２以上、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
の範囲で１種または２種以上をさらに含有し、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする上記（１）に記載の溶接性に優れた高張力鋼。
【００１３】
（３） 質量％で、
Ｖ：０．００５〜０．１％
Ｔａ：０．００５〜０．１％
の範囲で１種または２種をさらに含有し、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の溶接性に優れた高張力鋼。
【００１４】
（４） 質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００５％
をさらに含有し、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の溶接性に優れた高張力鋼。
【００１５】
（５） 質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％
のいずれか１種をさらに含有し、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の溶接性に優れた高張力鋼。
【００１６】
（６） 質量％で、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
をさらに含有し、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の溶接性に優れた鋼。
【００１７】
（７） 上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１０００〜１３００℃の温度範囲に再加熱して熱間圧延を終了した後、引き続き鋼板表面温度が９００℃以上で３０秒以上滞留した後、放冷または７００℃以上の温度から６００℃以下の任意の温度まで加速冷却し、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする溶接性に優れた高張力鋼の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。
【００１９】
本発明が、請求項の通りに鋼組成および製造方法を限定した理由について説明する。
【００２０】
Ｃは、まず第一に、鋼の溶接性に最も大きな影響を及ぼし、添加量が多くなるほど溶接性を劣化させるため、添加量は低いほど好ましい。第二に、本発明の特徴であるＮｂをＣ、Ｎ量に対して化学量論的に過剰に添加し、固溶Ｎｂを確保することが必要となるが、その際に、Ｎｂの絶対量を極力減らすためにも、Ｃ量は低いほど好ましい。したがって、下限については特に限定するものではないが、得ようとする強度レベルや脱炭のための製鋼能力やコストなどにより自ずと制限されるものである。一方、上限は、上述した観点から０．０６％に限定した。なお、この上限値は、溶接性の点ではＣ量のみで決定されるものではなく、また、Ｎｂ添加量の点でも主としてコストからの理由であって、特性上、臨界的な意味を持つものではない。いわば、本発明の特徴を明確にするために限定したに過ぎない。なお、Ｃ量を低くすることは、靭性上も有利に働き、後述する加速冷却まま、特に２００℃以下まで加速冷却をおこなっても、焼き戻しなしでも十分な靭性を有する。
【００２１】
Ｓｉは、脱酸上鋼に含まれる元素であるが、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．６％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌのみでも十分可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入性などの観点から低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はない。
【００２２】
Ｍｎは、母材の強度、靭性を確保する上で有用な元素である。比較的安価な元素でもあるので、強度確保の観点から０．１％以上の添加を必須とする。上限については、多すぎる添加は連続鋳造スラブの中心偏析を助長したり、溶接性を劣化させるため２．０％に限定する。
【００２３】
Ｐは、本発明鋼においては不純物であり、Ｐ量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２％とした。
【００２４】
Ｓは、Ｐと同様本発明鋼においては不純物であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０１％とした。
【００２５】
Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本発明鋼においては、その下限は限定しない（０％を含む）。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので、上限を０．０６％とした。
【００２６】
Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、後述するＴｉを添加した場合には、ＴｉＮを形成して鋼の性質を高めたり、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させる。この目的のためには、Ｎ量として最低０．００１％含有することが望ましい。しかしながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭性、溶接性に極めて有害であり、また、固溶Ｎｂ確保の観点から少ないほど好ましく、本発明鋼においてはその上限は０．００６％である。
【００２７】
Ｎｂは、本発明において構成の根幹をなす不可欠の元素で、ＣおよびＮに対し化学量論的に過剰なＮｂ添加を特徴とする。過剰の度合いは、質量％で、
Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂ＝Ｎｂ−７．８×［Ｃ−（Ｔｉ−３．４Ｎ）／４］
と定義するＥｘｃｅｓｓ Ｎｂが＋０．０１％以上である。＋０．０１％未満では、いわゆる「固溶Ｎｂ」の確保が不十分で、本発明が狙いとするあらゆる局面での固溶Ｎｂの効果を享受することができない。Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂが＋０．０１％以上を満足するためには、ＣおよびＮ量がゼロであっても少なくともＮｂは０．０１％以上必要である。Ｎｂ量の上限については、本発明者らにおいても限界を把握したわけではないが、実験室的に確認できた範囲であることと合金コストも勘案した上で、０．５％に限定した。したがって、この上限値は、効果に対する臨界的な意味合いはない。
【００２８】
Ｎｂの一般的な効果としては、まず、固溶Ｎｂはオーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮する。また、比較的多い固溶Ｎｂは、後述するように製造条件（熱履歴）を適正に制御することで、オーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を遅延、抑制する効果を有するようである。この結果、組織の微細化や強靭化に寄与する。これに加えて、本発明が特徴とするＥｘｃｅｓｓ Ｎｂが＋０．０１％以上では、Ｎｂの固溶強化による強度上昇や高温時に転位との相互作用による高温強度向上にも寄与する。さらに、未固溶のＮｂ炭窒化物は圧延に先立つ再加熱や圧延後の熱処理時の加熱オーステナイトの細粒化に寄与する。また、微細析出したＮｂ炭窒化物は析出硬化として強度向上効果を有し、高温強度向上にも寄与する。
【００２９】
Ｔｉは、母材および溶接部靭性に対する要求が厳しい場合には、添加することが好ましい。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ２Ｏ３を主成分とする析出物を形成、粒内変態フェライト生成の核となり溶接部靭性を向上させる。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化するためである。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．００５％必要である。Ｔｉは、Ｎｂに先だって、ＣやＮと結合するため、Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂ確保の観点からも添加することが好ましい。しかし多すぎるとＴｉＣを多量に形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．１％に限定した。
【００３０】
次に、必要に応じて含有することができるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔａ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの添加理由について説明する。
【００３１】
基本となる成分に、さらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためである。したがって、その添加量は自ずと制限されるべき性質のものである。
【００３２】
Ｃｕは、過剰に添加しなければ、溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。特に、２．０％を超えると時効析出処理により顕著に強度が向上する。しかし、過剰な添加は溶接性劣化に加え、熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため、上限を２．０％に限定した。
【００３３】
ＮｉもＣｕ同様、過剰に添加しなければ、溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。一方、過剰な添加は高価なだけでなく、溶接性に好ましくないため、上限を１．０％とした。なお、Ｃｕを添加する場合、熱間圧延時のＣｕ−クラックを防止するため、前記添加範囲を満足すると同時に、Ｃｕ添加量の１／２以上とする必要がある。
【００３４】
ＣｒおよびＭｏは、母材の強度、靭性をともに向上させる。その効果を確実に享受できる最小量は０．０５％である。特に、Ｍｏ添加は高温強度の向上にも寄与し、０．４％以上でその効果が顕著となる。しかし、両元素とも添加量が多すぎると母材、溶接部の靭性および溶接性を劣化させるため、それぞれの上限を１．０％とした。
【００３５】
なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの添加は、耐候性にも少なからず有利に作用する。
【００３６】
ＶおよびＴａは、Ｎｂとほぼ同様の作用を有するものであるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。また、Ｖは焼入性にも影響を及ぼすとともに、Ｖ、Ｔａは高温強度向上にも寄与する。Ｎｂと同様の効果は０．００５％未満では効果が少なく、上限は０．１％まで許容できる。
【００３７】
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することを介して、焼入性を向上させ、強度向上に寄与する。この効果を享受するため、最低０．０００２％以上必要である。しかし、多すぎる添加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、靭性上有害となるＢ析出物を形成する可能性もあるため、上限を０．００５％とした。なお、タンク用鋼などとして、応力腐食割れが懸念されるケースでは、母材および溶接熱影響部の硬さの低減がポイントとなることが多く（例えば、硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）防止のためにはＨＲＣ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされる）、そのようなケースでは焼入性を増大させるＢ添加は好ましくない。
【００３８】
ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳの形態を制御し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を低減させる。これらの効果を発揮するためには、最低０．０００５％必要である。しかし、多すぎる添加は、鋼の清浄度を逆に高め、母材靭性や湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を高めるため、添加量の上限は０．００４％に限定した。ＣａとＲＥＭは、ほぼ同様の効果を有するため、いずれか１種を上記範囲で添加すればよい。
【００３９】
Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、細粒化する作用があり、溶接部の強靭化が図れる。このような効果を享受するためには、Ｍｇは０．０００２％以上必要である。一方、添加量が増えると添加量に対する効果代が小さくなるため、コスト上得策ではないので上限は０．００５％とした。
【００４０】
次に、金属組織の限定理由について説明する。本発明の鋼成分を有するのみでは必ずしも高張力化はなし得ない。特に、本発明が規定する比較的低いＣ量と＋０．０１％以上のＥｘｃｅｓｓ Ｎｂ量においては、金属組織を制御せずして高張力化は極めて困難である。このため、金属組織をポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることに限定する。逆に、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライト以外の組織は、いわゆるベイニティック・フェライトであるが、この組織呼称、定義は必ずしもコンセンサスが得られておらず、これを用いることは不適と考えたものである。ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトが面積分率で５０％以上存在する場合、十分な強度確保が困難となる。強度確保は、合金元素を多く添加することによっても可能で、特に５０％の面積分率に臨界的な意味合いはないが、合金コストの兼ね合いや強度確保の容易性から本発明の通り限定したものである。なお、上記のように限定する組織は、圧延方向断面１／４板厚位置で判定するものとする。
【００４１】
本発明の鋼成分の下で、製造方法を本発明の通り限定することで、前記に限定する金属組織を容易に得ることができる。
【００４２】
まず、圧延に先立つ鋼片または鋳片の加熱温度は１０００〜１３００℃に限定する。構造用鋼においては、強度と靭性をバランスよく両立させることが、多くの場合最大の課題の一つとなっており、組織の微細化がその有効な解決手段の一つである。加熱時のオーステナイト粒を小さくすることは、圧延組織の微細化を図る上でも有効で、本発明が加熱温度の上限として規定する１３００℃は加熱時のオーステナイトが極端に粗大化しない温度である。加熱温度がこれを超えるとオーステナイト粒が粗大混粒化し、変態後の組織も粗大化するため鋼の靭性が劣化する。一方、低い加熱温度は、加熱オーステナイト粒の細粒化の点では有利であるが、圧延負荷大きくなるばかりでなく、後述する圧延後の高温での滞留温度、時間の確保が困難となる。また、本発明ではＮｂをＣ、Ｎ量に対して過剰に添加するものであるが、さらに加熱時に析出Ｎｂを多少なりとも溶体化させることで、オーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮させたり、析出効果を発現させるためにも加熱の下限は１０００℃に限定した。
【００４３】
次に、熱間圧延の条件は特に規定しないが、熱間圧延終了後、引き続き鋼板表面温度が９００℃以上で３０秒以上滞留させる必要がある。これは、小規模生産においては、圧延後、そのような温度履歴が得られるよう保熱炉などへの装入もあり得るが、大規模生産においては、熱間圧延終了温度を規制することで可能となる。具体的な圧延終了温度は、板厚によっても異なるため、本発明においては特に規定しないが、少なくとも９００℃以上とする必要があることは言うまでもない。９００℃以上で３０秒以上滞留させることの意味合いは、前述したように、固溶Ｎｂがオーステナイト粒界に拡散、偏析させ、オーステナイト粒界からのフェライトの析出を遅延、抑制させるためである。この温度と時間の下限は、本発明者らの膨大な実験に基づくもので、さらに高温では短時間でも同様の組織制御が可能であるが、工業的な大量生産を考慮し、本発明のように限定した。
【００４４】
このような熱履歴（高温での滞留）を経た後は、目的に応じ、種々の冷却条件を採ることができる。すなわち、放冷であってもよく、あるいは７００℃以上の温度から６００℃以下の任意の温度まで加速冷却してもよい。前記熱履歴を経た鋼は、十分にフェライト変態が遅延、抑制され、放冷であっても本発明が規定する金属組織が得られる。加速冷却は、組織の微細化による強靭化や変態温度低下に伴う高張力化が可能となり、目的によってはより好ましい。もちろん、加速冷却は常温までおこなってもよく、Ｃ量が低く、Ｎｂ量も化学量論的にＣ、Ｎに対し＋０．０１％以上過剰に添加されているため、常温まで加速冷却しても必要以上に焼きが入ることはなく、加速冷却停止温度については限定しない。また、３００〜６００℃の中庸温度で加速冷却を停止することは、その後の放冷過程が焼戻効果となり、これも目的によっては好ましい方法である。なお、本発明においては、特に規定しないが、Ａｃ１以下の温度で焼き戻しをおこなっても、本発明の優れた特徴を何ら損なうものではない。
【００４５】
なお、加速冷却時の冷速は、鋼成分や意図する材質（強度、靭性）レベルによっても変わるため一概には言えないが、板厚１／４厚位置の加速冷却開始温度から停止温度までの平均冷速で、少なくとも３℃／秒以上とすることが望ましい。
【００４６】
【実施例】
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚さ２０〜１００ｍｍ）を製造し、その機械的性質を調査した。
【００４７】
表１に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分を、表２に鋼板の製造条件および諸特性の調査結果を示す。
【００４８】
本発明法に則った成分、組織および製造方法による鋼板（本発明鋼）は、すべて良好な特性を有する。これに対し、鋼成分や製造条件が本発明の限定範囲を逸脱する比較鋼は、強度、靭性あるいは高温強度が明らかに劣っている。
【００４９】
すなわち、比較例２１では、Ｃ量が高いため、焼きが入ることでポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライト分率が低く強度も高いが、Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂ量が不十分なため、靭性や高温強度に劣る。また、焼きが入りすぎることで、引張時の応力−歪み曲線が極端にラウンドとなって引張強さの割に降伏強さが低い傾向にある。比較例２２は、やはりＥｘｃｅｓｓ Ｎｂ量が低いこと、および圧延終了温度が低く、結果として圧延後９００℃以上で３０秒以上の滞留がないためにポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライト分率が多いことなどから、強度、靭性に劣り、高温強度にも劣る。また、Ｃｕ添加量に対してＮｉ添加量が低いため、熱間圧延時にクラックが生じ、製造が困難となった。比較例２３は、Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂ量は適正であるものの、圧延終了温度が低く、結果として圧延後９００℃以上で３０秒以上の滞留がないためにポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライト分率が多く、強度、靭性に劣る。比較例２４では、Ｎｂ添加量が少ないため、計算上はＥｘｃｅｓｓ Ｎｂ量は本発明範囲にあるが、強度、靭性に劣り、高温強度にも劣る。
【００５０】
なお、溶接性は、本発明例、比較例ともＣｅｑ、ＰＣＭを低く設計しているため、いずれもまったく問題ないことを付記しておく。
【００５１】
【表１】
【００５２】
【表２】
【００５３】
【発明の効果】
本発明により、溶接性に優れ、かつ強度、靭性などの基本性能に優れた鋼の提供が可能となった。当該鋼は、付随的に高温強度にも優れ、溶接構造用鋼としての各種用途向けに優れた性能を発揮する鋼材が大量かつ安価に供給できるようになった。このような鋼材を用いることにより、各種の溶接鋼構造物の安全性を一段と向上させることが可能となった。
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接性の優れた高張力鋼およびその製造方法に関するもので、鉄鋼業においては厚板、形鋼、ホットストリップミルなどに適用できる。当該鋼は、建築、土木、海洋構造物、造船、各種の貯槽タンク、建設・産業機などの溶接構造用鋼として広範な用途に適用できる。
【０００２】
【従来の技術】
溶接性向上を謳った鋼材およびその製造方法については、例示するまでもなく、過去多くの公開公報、特許公報などが開示されている。いずれも基本的には、鋼材の成分調整による炭素当量（Ｃｅｑ）や溶接割れ感受性組成（ＰＣＭ）の低減が主たるポイントであって、そのような低成分で所定の強度を確保する製造方法との組み合わせなどで特許性を主張しているものである。例えば、ＴＭＣＰ（ｔｈｅｒｍｏ−ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｃｏｎｔｒｏｌ ｐｒｏｃｅｓｓ）と呼ばれる加熱、圧延（制御圧延）、冷却（制御冷却）に至る鋼材の製造プロセスを鋼成分とともに緻密に制御することで、溶接性を飛躍的に向上させたことは周知の通りである。
【０００３】
このＴＭＣＰ技術の中で重要な役割を果たすのは、Ｎｂに代表されるマイクロアロイである。その添加量は、功罪両面での冶金的な現象に対する効果やコスト上の観点から、あまり多く添加されることはなかった。特に、Ｎｂは、ＮｂとＣとの原子量比が大きい（Ｎｂ／Ｃ≒７．８）こともあって、極低ＣのＩＦ（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ ｆｒｅｅ）鋼以外では、Ｃに対して化学量論的に過剰となる程度以上に添加されることはなく、そのような範囲でのＮｂの溶接性をはじめとする冶金的効果については、必ずしも十分な知見があるわけではなかった。
【０００４】
また、高温加熱によりＮｂを一旦溶体化させることで、「固溶Ｎｂ」の冶金的効果の利用は可能であるが、Ｃ、Ｎ量に対して化学量論的に少ないＮｂ添加では、炭窒化物として析出してしまった後は、固溶状態のＮｂは利用すべくもない。
【０００５】
本発明者らは、鋼成分的には類似する低Ｃ−高Ｎｂ鋼の優れた溶接性に着目し、特願２０００−３６７４２７号の発明をなすに至った。しかし、その後、鋭意研究を重ねた結果、圧延終了後、ある温度以上に長時間滞留させることでオーステナイト粒界からのフェライトの析出が顕著に遅延、抑制され、強度が著しく向上することを見いだし、本発明に至った。その機構については必ずしも明確ではないが、過剰（固溶）Ｎｂがオーステナイト粒界に拡散、偏析することも一因と考えられ、この拡散のために、圧延後高温での滞留が必要と推定している。
【０００６】
一般に、高温での長時間の滞留は、組織の粗大化を招くため、意図的に滞留させることは通常行われない。本発明は、ＮｂがＣ、Ｎ量に対して化学量論的に過剰な低Ｃ−高Ｎｂ鋼であるために可能となったもので、かつ、Ｃ量が低いために粗大な組織であっても十分な靭性を確保できるようになったものである。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、極低Ｃで合金添加のほとんどないＩＦ鋼ではなく、溶接構造用鋼材として、強度、靭性などの基本性質を損なうことなく、溶接性に優れる高張力鋼を得るため、Ｎｂを化学量論的にＣ、Ｎに対して過剰に添加し、適切な製造プロセスと組み合わせることで、オーステナイト粒界からのフェライトの析出を制御し、高張力化を可能とするものである。
【０００８】
本発明により、広範な用途に適合する溶接性に優れる高張力鋼を、工業的に安定して供給可能とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明の第一のポイントは、ＮｂをＣ、Ｎに対し化学量論的に過剰に添加し、あらゆる局面で「固溶Ｎｂ」を確保することにある。このことで、あえて高温加熱することなく固溶Ｎｂが確保できるため、熱間圧延時のオーステナイトの再結晶抑制効果などの固溶Ｎｂによる冶金効果が享受できる。また、第二のポイントは、熱間圧延後、引き続き特定の温度以上に長時間滞留させることでオーステナイト粒界からのフェライトの析出を制御（遅延、抑制）することにある。これらの結果、溶接性に優れる比較的低い炭素当量（Ｃｅｑ）、溶接割れ感受性組成（ＰＣＭ）で高張力化が達成できる。
【００１０】
そのために鋼成分をはじめ製造方法を本発明の通り限定したものであるが、その要旨は以下に示す通りである。
【００１１】
（１） 鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．０６％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
かつ、
Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂ＝Ｎｂ−７．８×［Ｃ−（Ｔｉ−３．４Ｎ）／４］
と定義するＥｘｃｅｓｓ Ｎｂが＋０．０１％以上を満足するように
Ｎｂ：０．０１〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％
の範囲内でＮｂ単独またはＮｂとＴｉの両者を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする溶接性に優れた高張力鋼。
【００１２】
（２） 上記鋼成分に加え、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜２．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％の範囲でＣｕ添加量の１／２以上、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
の範囲で１種または２種以上をさらに含有し、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする上記（１）に記載の溶接性に優れた高張力鋼。
【００１３】
（３） 質量％で、
Ｖ：０．００５〜０．１％
Ｔａ：０．００５〜０．１％
の範囲で１種または２種をさらに含有し、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の溶接性に優れた高張力鋼。
【００１４】
（４） 質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００５％
をさらに含有し、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の溶接性に優れた高張力鋼。
【００１５】
（５） 質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％
のいずれか１種をさらに含有し、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の溶接性に優れた高張力鋼。
【００１６】
（６） 質量％で、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
をさらに含有し、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の溶接性に優れた鋼。
【００１７】
（７） 上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１０００〜１３００℃の温度範囲に再加熱して熱間圧延を終了した後、引き続き鋼板表面温度が９００℃以上で３０秒以上滞留した後、放冷または７００℃以上の温度から６００℃以下の任意の温度まで加速冷却し、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする溶接性に優れた高張力鋼の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。
【００１９】
本発明が、請求項の通りに鋼組成および製造方法を限定した理由について説明する。
【００２０】
Ｃは、まず第一に、鋼の溶接性に最も大きな影響を及ぼし、添加量が多くなるほど溶接性を劣化させるため、添加量は低いほど好ましい。第二に、本発明の特徴であるＮｂをＣ、Ｎ量に対して化学量論的に過剰に添加し、固溶Ｎｂを確保することが必要となるが、その際に、Ｎｂの絶対量を極力減らすためにも、Ｃ量は低いほど好ましい。したがって、下限については特に限定するものではないが、得ようとする強度レベルや脱炭のための製鋼能力やコストなどにより自ずと制限されるものである。一方、上限は、上述した観点から０．０６％に限定した。なお、この上限値は、溶接性の点ではＣ量のみで決定されるものではなく、また、Ｎｂ添加量の点でも主としてコストからの理由であって、特性上、臨界的な意味を持つものではない。いわば、本発明の特徴を明確にするために限定したに過ぎない。なお、Ｃ量を低くすることは、靭性上も有利に働き、後述する加速冷却まま、特に２００℃以下まで加速冷却をおこなっても、焼き戻しなしでも十分な靭性を有する。
【００２１】
Ｓｉは、脱酸上鋼に含まれる元素であるが、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．６％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌのみでも十分可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入性などの観点から低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はない。
【００２２】
Ｍｎは、母材の強度、靭性を確保する上で有用な元素である。比較的安価な元素でもあるので、強度確保の観点から０．１％以上の添加を必須とする。上限については、多すぎる添加は連続鋳造スラブの中心偏析を助長したり、溶接性を劣化させるため２．０％に限定する。
【００２３】
Ｐは、本発明鋼においては不純物であり、Ｐ量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２％とした。
【００２４】
Ｓは、Ｐと同様本発明鋼においては不純物であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０１％とした。
【００２５】
Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本発明鋼においては、その下限は限定しない（０％を含む）。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので、上限を０．０６％とした。
【００２６】
Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、後述するＴｉを添加した場合には、ＴｉＮを形成して鋼の性質を高めたり、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させる。この目的のためには、Ｎ量として最低０．００１％含有することが望ましい。しかしながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭性、溶接性に極めて有害であり、また、固溶Ｎｂ確保の観点から少ないほど好ましく、本発明鋼においてはその上限は０．００６％である。
【００２７】
Ｎｂは、本発明において構成の根幹をなす不可欠の元素で、ＣおよびＮに対し化学量論的に過剰なＮｂ添加を特徴とする。過剰の度合いは、質量％で、
Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂ＝Ｎｂ−７．８×［Ｃ−（Ｔｉ−３．４Ｎ）／４］
と定義するＥｘｃｅｓｓ Ｎｂが＋０．０１％以上である。＋０．０１％未満では、いわゆる「固溶Ｎｂ」の確保が不十分で、本発明が狙いとするあらゆる局面での固溶Ｎｂの効果を享受することができない。Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂが＋０．０１％以上を満足するためには、ＣおよびＮ量がゼロであっても少なくともＮｂは０．０１％以上必要である。Ｎｂ量の上限については、本発明者らにおいても限界を把握したわけではないが、実験室的に確認できた範囲であることと合金コストも勘案した上で、０．５％に限定した。したがって、この上限値は、効果に対する臨界的な意味合いはない。
【００２８】
Ｎｂの一般的な効果としては、まず、固溶Ｎｂはオーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮する。また、比較的多い固溶Ｎｂは、後述するように製造条件（熱履歴）を適正に制御することで、オーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を遅延、抑制する効果を有するようである。この結果、組織の微細化や強靭化に寄与する。これに加えて、本発明が特徴とするＥｘｃｅｓｓ Ｎｂが＋０．０１％以上では、Ｎｂの固溶強化による強度上昇や高温時に転位との相互作用による高温強度向上にも寄与する。さらに、未固溶のＮｂ炭窒化物は圧延に先立つ再加熱や圧延後の熱処理時の加熱オーステナイトの細粒化に寄与する。また、微細析出したＮｂ炭窒化物は析出硬化として強度向上効果を有し、高温強度向上にも寄与する。
【００２９】
Ｔｉは、母材および溶接部靭性に対する要求が厳しい場合には、添加することが好ましい。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ２Ｏ３を主成分とする析出物を形成、粒内変態フェライト生成の核となり溶接部靭性を向上させる。また、ＴｉはＮと結合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化するためである。これらの効果を得るためには、Ｔｉは最低０．００５％必要である。Ｔｉは、Ｎｂに先だって、ＣやＮと結合するため、Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂ確保の観点からも添加することが好ましい。しかし多すぎるとＴｉＣを多量に形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．１％に限定した。
【００３０】
次に、必要に応じて含有することができるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔａ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの添加理由について説明する。
【００３１】
基本となる成分に、さらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためである。したがって、その添加量は自ずと制限されるべき性質のものである。
【００３２】
Ｃｕは、過剰に添加しなければ、溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。特に、２．０％を超えると時効析出処理により顕著に強度が向上する。しかし、過剰な添加は溶接性劣化に加え、熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため、上限を２．０％に限定した。
【００３３】
ＮｉもＣｕ同様、過剰に添加しなければ、溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なくとも０．０５％以上の添加が必須である。一方、過剰な添加は高価なだけでなく、溶接性に好ましくないため、上限を１．０％とした。なお、Ｃｕを添加する場合、熱間圧延時のＣｕ−クラックを防止するため、前記添加範囲を満足すると同時に、Ｃｕ添加量の１／２以上とする必要がある。
【００３４】
ＣｒおよびＭｏは、母材の強度、靭性をともに向上させる。その効果を確実に享受できる最小量は０．０５％である。特に、Ｍｏ添加は高温強度の向上にも寄与し、０．４％以上でその効果が顕著となる。しかし、両元素とも添加量が多すぎると母材、溶接部の靭性および溶接性を劣化させるため、それぞれの上限を１．０％とした。
【００３５】
なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの添加は、耐候性にも少なからず有利に作用する。
【００３６】
ＶおよびＴａは、Ｎｂとほぼ同様の作用を有するものであるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。また、Ｖは焼入性にも影響を及ぼすとともに、Ｖ、Ｔａは高温強度向上にも寄与する。Ｎｂと同様の効果は０．００５％未満では効果が少なく、上限は０．１％まで許容できる。
【００３７】
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することを介して、焼入性を向上させ、強度向上に寄与する。この効果を享受するため、最低０．０００２％以上必要である。しかし、多すぎる添加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、靭性上有害となるＢ析出物を形成する可能性もあるため、上限を０．００５％とした。なお、タンク用鋼などとして、応力腐食割れが懸念されるケースでは、母材および溶接熱影響部の硬さの低減がポイントとなることが多く（例えば、硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）防止のためにはＨＲＣ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされる）、そのようなケースでは焼入性を増大させるＢ添加は好ましくない。
【００３８】
ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳの形態を制御し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を低減させる。これらの効果を発揮するためには、最低０．０００５％必要である。しかし、多すぎる添加は、鋼の清浄度を逆に高め、母材靭性や湿潤硫化水素環境下での水素誘起割れ（ＨＩＣ、ＳＳＣ、ＳＯＨＩＣ）感受性を高めるため、添加量の上限は０．００４％に限定した。ＣａとＲＥＭは、ほぼ同様の効果を有するため、いずれか１種を上記範囲で添加すればよい。
【００３９】
Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を抑制し、細粒化する作用があり、溶接部の強靭化が図れる。このような効果を享受するためには、Ｍｇは０．０００２％以上必要である。一方、添加量が増えると添加量に対する効果代が小さくなるため、コスト上得策ではないので上限は０．００５％とした。
【００４０】
次に、金属組織の限定理由について説明する。本発明の鋼成分を有するのみでは必ずしも高張力化はなし得ない。特に、本発明が規定する比較的低いＣ量と＋０．０１％以上のＥｘｃｅｓｓ Ｎｂ量においては、金属組織を制御せずして高張力化は極めて困難である。このため、金属組織をポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることに限定する。逆に、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライト以外の組織は、いわゆるベイニティック・フェライトであるが、この組織呼称、定義は必ずしもコンセンサスが得られておらず、これを用いることは不適と考えたものである。ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトが面積分率で５０％以上存在する場合、十分な強度確保が困難となる。強度確保は、合金元素を多く添加することによっても可能で、特に５０％の面積分率に臨界的な意味合いはないが、合金コストの兼ね合いや強度確保の容易性から本発明の通り限定したものである。なお、上記のように限定する組織は、圧延方向断面１／４板厚位置で判定するものとする。
【００４１】
本発明の鋼成分の下で、製造方法を本発明の通り限定することで、前記に限定する金属組織を容易に得ることができる。
【００４２】
まず、圧延に先立つ鋼片または鋳片の加熱温度は１０００〜１３００℃に限定する。構造用鋼においては、強度と靭性をバランスよく両立させることが、多くの場合最大の課題の一つとなっており、組織の微細化がその有効な解決手段の一つである。加熱時のオーステナイト粒を小さくすることは、圧延組織の微細化を図る上でも有効で、本発明が加熱温度の上限として規定する１３００℃は加熱時のオーステナイトが極端に粗大化しない温度である。加熱温度がこれを超えるとオーステナイト粒が粗大混粒化し、変態後の組織も粗大化するため鋼の靭性が劣化する。一方、低い加熱温度は、加熱オーステナイト粒の細粒化の点では有利であるが、圧延負荷大きくなるばかりでなく、後述する圧延後の高温での滞留温度、時間の確保が困難となる。また、本発明ではＮｂをＣ、Ｎ量に対して過剰に添加するものであるが、さらに加熱時に析出Ｎｂを多少なりとも溶体化させることで、オーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮させたり、析出効果を発現させるためにも加熱の下限は１０００℃に限定した。
【００４３】
次に、熱間圧延の条件は特に規定しないが、熱間圧延終了後、引き続き鋼板表面温度が９００℃以上で３０秒以上滞留させる必要がある。これは、小規模生産においては、圧延後、そのような温度履歴が得られるよう保熱炉などへの装入もあり得るが、大規模生産においては、熱間圧延終了温度を規制することで可能となる。具体的な圧延終了温度は、板厚によっても異なるため、本発明においては特に規定しないが、少なくとも９００℃以上とする必要があることは言うまでもない。９００℃以上で３０秒以上滞留させることの意味合いは、前述したように、固溶Ｎｂがオーステナイト粒界に拡散、偏析させ、オーステナイト粒界からのフェライトの析出を遅延、抑制させるためである。この温度と時間の下限は、本発明者らの膨大な実験に基づくもので、さらに高温では短時間でも同様の組織制御が可能であるが、工業的な大量生産を考慮し、本発明のように限定した。
【００４４】
このような熱履歴（高温での滞留）を経た後は、目的に応じ、種々の冷却条件を採ることができる。すなわち、放冷であってもよく、あるいは７００℃以上の温度から６００℃以下の任意の温度まで加速冷却してもよい。前記熱履歴を経た鋼は、十分にフェライト変態が遅延、抑制され、放冷であっても本発明が規定する金属組織が得られる。加速冷却は、組織の微細化による強靭化や変態温度低下に伴う高張力化が可能となり、目的によってはより好ましい。もちろん、加速冷却は常温までおこなってもよく、Ｃ量が低く、Ｎｂ量も化学量論的にＣ、Ｎに対し＋０．０１％以上過剰に添加されているため、常温まで加速冷却しても必要以上に焼きが入ることはなく、加速冷却停止温度については限定しない。また、３００〜６００℃の中庸温度で加速冷却を停止することは、その後の放冷過程が焼戻効果となり、これも目的によっては好ましい方法である。なお、本発明においては、特に規定しないが、Ａｃ１以下の温度で焼き戻しをおこなっても、本発明の優れた特徴を何ら損なうものではない。
【００４５】
なお、加速冷却時の冷速は、鋼成分や意図する材質（強度、靭性）レベルによっても変わるため一概には言えないが、板厚１／４厚位置の加速冷却開始温度から停止温度までの平均冷速で、少なくとも３℃／秒以上とすることが望ましい。
【００４６】
【実施例】
転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚さ２０〜１００ｍｍ）を製造し、その機械的性質を調査した。
【００４７】
表１に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分を、表２に鋼板の製造条件および諸特性の調査結果を示す。
【００４８】
本発明法に則った成分、組織および製造方法による鋼板（本発明鋼）は、すべて良好な特性を有する。これに対し、鋼成分や製造条件が本発明の限定範囲を逸脱する比較鋼は、強度、靭性あるいは高温強度が明らかに劣っている。
【００４９】
すなわち、比較例２１では、Ｃ量が高いため、焼きが入ることでポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライト分率が低く強度も高いが、Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂ量が不十分なため、靭性や高温強度に劣る。また、焼きが入りすぎることで、引張時の応力−歪み曲線が極端にラウンドとなって引張強さの割に降伏強さが低い傾向にある。比較例２２は、やはりＥｘｃｅｓｓ Ｎｂ量が低いこと、および圧延終了温度が低く、結果として圧延後９００℃以上で３０秒以上の滞留がないためにポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライト分率が多いことなどから、強度、靭性に劣り、高温強度にも劣る。また、Ｃｕ添加量に対してＮｉ添加量が低いため、熱間圧延時にクラックが生じ、製造が困難となった。比較例２３は、Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂ量は適正であるものの、圧延終了温度が低く、結果として圧延後９００℃以上で３０秒以上の滞留がないためにポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライト分率が多く、強度、靭性に劣る。比較例２４では、Ｎｂ添加量が少ないため、計算上はＥｘｃｅｓｓ Ｎｂ量は本発明範囲にあるが、強度、靭性に劣り、高温強度にも劣る。
【００５０】
なお、溶接性は、本発明例、比較例ともＣｅｑ、ＰＣＭを低く設計しているため、いずれもまったく問題ないことを付記しておく。
【００５１】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
本発明により、溶接性に優れ、かつ強度、靭性などの基本性能に優れた鋼の提供が可能となった。当該鋼は、付随的に高温強度にも優れ、溶接構造用鋼としての各種用途向けに優れた性能を発揮する鋼材が大量かつ安価に供給できるようになった。このような鋼材を用いることにより、各種の溶接鋼構造物の安全性を一段と向上させることが可能となった。
Claims (7)
- 鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．０６％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
かつ、
Ｅｘｃｅｓｓ Ｎｂ＝Ｎｂ−７．８×［Ｃ−（Ｔｉ−３．４Ｎ）／４］
と定義するＥｘｃｅｓｓ Ｎｂが＋０．０１％以上を満足するように
Ｎｂ：０．０１〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％
の範囲内でＮｂ単独またはＮｂとＴｉの両者を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする溶接性に優れた高張力鋼。 - 上記鋼成分に加え、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜２．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％の範囲でＣｕ添加量の１／２以上、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
の範囲で１種または２種以上をさらに含有し、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする請求項１に記載の溶接性に優れた高張力鋼。 - 質量％で、
Ｖ：０．００５〜０．１％
Ｔａ：０．００５〜０．１％
の範囲で１種または２種をさらに含有し、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする請求項１または２に記載の溶接性に優れた高張力鋼。 - 質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００５％
をさらに含有し、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の溶接性に優れた高張力鋼。 - 質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％
のいずれか１種をさらに含有し、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の溶接性に優れた高張力鋼。 - 質量％で、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％
をさらに含有し、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の溶接性に優れた鋼。 - 請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を１０００〜１３００℃の温度範囲に再加熱して熱間圧延を終了した後、引き続き鋼板表面温度が９００℃以上で３０秒以上滞留した後、放冷または７００℃以上の温度から６００℃以下の任意の温度まで加速冷却し、圧延方向断面１／４板厚位置の金属組織において、ポリゴナルまたは擬ポリゴナル・フェライトの面積分率が５０％未満であることを特徴とする溶接性に優れた高張力鋼の製造方法。
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| JP2002294393A (ja) | 2002-10-09 |
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