JP4028815B2 - 高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼ならびにその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築、土木、海洋構造物、造船、貯槽タンクなどの一般的な構造物に用いる６００℃以上８００℃以下の温度範囲において、１時間程度の比較的短時間における高温強度が優れた低合金炭素添加の建築構造用７８０ＭＰａ級高張力鋼（鋼板、鋼管、形鋼）、特に高温強度及び溶接性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
例えば、建築、土木などの分野においては、各種建築用鋼材として、ＪＩＳ等で規格化された鋼材等が広く利用されている。なお、一般の建築構造用鋼材は、約３５０℃から強度低下するため、その許容温度は約５００℃となっている。
【０００３】
すなわち、ビルや事務所、住居、立体駐車場などの建築物に前記の鋼材を用いた場合は、火災における安全性を確保するため、十分な耐火被覆を施すことが義務付けられており、建築関連諸法令では、火災時に鋼材温度が３５０℃以上にならないように規定されている。
【０００４】
これは、前記鋼材では、３５０℃程度で耐力が常温の２／３程度になり、必要な強度を下回るためである。鋼材を建造物に利用する場合、火災時において鋼材の温度が３５０℃に達しないように耐火被覆を施して使用される。そのため、鋼材費用に対して耐火被覆工費が高額となり、建設コストが大幅に上昇することが避けられない。
【０００５】
上記の課題を解決するため、高温耐力を備えた耐火鋼が開発されている。
【０００６】
６００℃以上での高温強度がある鋼の場合、一般に耐火鋼と呼称されており、６００℃で常温降伏強度の２／３以上の高温強度を有する耐火鋼（例えば、特許文献１参照）や、７００℃で高温強度が優れた耐火鋼（例えば、特許文献２参照）が提案されている。その他の６００℃耐火鋼に関する発明の例でも、６００℃での降伏強度を常温降伏強度の２／３以上とすることが一般的となっている。
【０００７】
しかしながら、７００℃耐火鋼、８００℃耐火鋼は、現時点では高温強度の設定（常温降伏強度との比率）に一般則が見られない。例えば、特許文献１では、相当量のＭｏとＮｂを添加した鋼で、６００℃の耐力が常温耐力の７０％以上を確保するものであるが、７００℃〜８００℃の耐力は示されていない。また、６００℃の耐力が常温耐力の７０％程度では、火災時の温度上昇を考慮すると、耐火被覆量の低減は可能であるものの、省略が可能となる建造物は立体駐車場やアトリウムなどの開放的空間に限定されるため、無耐火被覆での使用は著しく限定される。
【０００８】
また、特許文献２では、相当量のＭｏとＮｂを添加した鋼でミクロ組織をベイナイトとすることにより、７００℃の耐力が常温耐力の５６％以上を確保するものであるが、８００℃の耐力は示されていない。
【０００９】
すなわち、これらの例のように６００℃程度の高温強度を確保した鋼は、すでに市場でも使用されており、７００℃で一定の強度を確保する鋼材の発明がなされているが、７００℃〜８００℃での高温強度を確保できる実用鋼の安定的な製造は困難であった。
【００１０】
【特許文献１】
特開平２−７７５２３号公報
【特許文献２】
特開平１０−６８０４４号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
前述のように建築物に鋼材を利用する場合、通常の鋼では高温強度が低いため、無被覆や耐火被覆軽減で利用することができず、高価な耐火被覆を施さなければならなかった。
【００１２】
また、新しく開発された鋼でも、耐火温度は６００〜７００℃までの保証が限界であり、７００℃、８００℃での無耐火被覆使用及びこれによる耐火被覆工程の省略が可能となる７８０ＭＰａ級高張力鋼材の開発が望まれていた。
【００１３】
本発明の目的は６００℃、７００℃、８００℃での高温強度が優れた及び溶接性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼及び当該鋼を工業的に安定して供給可能な製造方法を提供することにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明は前述の課題を克服するために、ミクロ組織と添加合金元素量等を最適範囲とすることで目的を達成したもので、その要旨は以下に示す通りである。
【００１５】
（１） 鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．０１％以上０．０４％未満、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：１．６％〜３．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
かつ、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１６】
（２） 質量％で、更に
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％
の範囲で１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載の高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１７】
（３） 質量％で、更に
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％
のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１８】
（４） 常温の降伏応力により高温時の降伏応力を無次元化した高温常温降伏応力比ｐ（＝高温降伏力／常温降伏応力）が、鋼材温度Ｔ（℃）が７００℃以上８００℃以下の範囲で、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．８０を満足することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１９】
（５） 常温においてベイナイト単組織あるいはベイナイト及び５％以下のフェライトの混合組織であり、火災相当の高温加熱時に、オーステナイトに逆変態する温度（Ａｃ１）が８００℃超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７８０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２０】
（６） ベイナイト単組織あるいはベイナイト及び５％以下のフェライトの混合母相組織中で高温において熱力学的に安定な炭窒化析出相をモル分率にて５×１０−４以上保持するとともに、ＢＣＣ相中に固溶するＭｏ、Ｎｂの合計量がモル濃度にて２×１０−３以上であることを特徴とする上記（５）に記載の高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２１】
（７） 上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼成分からなり、かつ、
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
と定義する溶接割れ感受性組成ＰCMが０．２２％以下で、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする高温強度及び溶接性に優れた７８０ＭＰａ高張力鋼。
【００２２】
（８） 上記（４）〜（６）のいずれか１項の特徴を有し、ベイナイト単組織あるいはベイナイト及び５％以下のフェライトの混合組織を有することを特徴とする上記（７）記載の高温強度及び溶接性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２３】
（９） 旧オーステナイト粒の平均円相当径が１２０μｍ以下であることを特徴とする上記（８）記載の高温強度及び溶接性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２４】
（１０） 上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、圧延終了後８００℃以上の温度から４５０℃以下の温度までの冷却速度を０．４Ｋｓ−１以上として、ミクロ組織をベイナイト単組織あるいはベイナイト及び５％以下のフェライトの混合組織とすることを特徴とする高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
【００２５】
（１１） 上記（７）記載の成分を有する鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、圧延終了後８００℃以上の温度から４５０℃以下の温度までの冷却速度を０．４Ｋｓ−１以上として、ミクロ組織をベイナイト単組織あるいはベイナイト及び５％以下のフェライトの混合組織とすることを特徴とする高温強度及び溶接性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
【００２６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の詳細を説明する。
【００２７】
本発明者らはすでに、６００℃、７００℃の高温強度が優れた鋼を見出した。６００℃の高温強度が優れた鋼はすでに建築分野で使用されているが、市場では更に高温での強度を高めた高張力鋼への強い要求がある。
【００２８】
高温強度増加に対しては、Ｍｏ、Ｎｂの複合添加により高温にて安定な炭窒化物の析出を促進するとともに、ミクロ組織のベイナイト化により転位密度の増大し、さらには固溶Ｍｏ及びＮｂにより転位回復の遅延を図ることが有効である。ベイナイト組織を安定的に造り込み、所要の常温強度範囲を達成するには低Ｃ化が有効である。低Ｃ化は、ベイナイト単組織あるいはベイナイトと５％以下のフェライトの混合組織の高温における熱力学的安定性を高め、オーステナイトへの逆変態温度（Ａｃ１）を上昇させる効果も持つ。しかし、この場合、ミクロ組織及び材質が圧延条件とその後の冷却条件により影響を受けやすく、安定的な製造が困難であることが判明した。ミクロ組織制御と高温強度の増加に取り組んだ結果、適量のＢ添加が製造安定化に有効であることを知見し、本発明に至った。
【００２９】
一般的な溶接構造用鋼として、溶接性や低降伏強度比等の特性は、従来と同様に具備する必要があるため、７００℃、８００℃の高温強度が優れた鋼は極めて困難な課題であった。この課題を解決するため、本発明者らは鋭意検討し、７００℃、８００℃の高温強度はＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等の合金元素の複合添加による析出強化とミクロ組織のベイナイト化による転位密度の増大、さらには固溶Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖによる転位回復遅延が有効であり、Ｔｉも若干の効果があることを突き止めた。したがって、７００℃、８００℃の強度と常温の強度、常温と高温の強度比（ＹＳ比＝高温強度／常温強度）の全てを同時に確保するためには、ミクロ組織をベイナイト単組織あるいはベイナイトと５％以下のフェライトの混合組織とするとともに、添加合金元素量を最適範囲として、高温における母相組織の熱的安定性と適切な整合析出強化効果及び転位回復遅延効果を得ることが重要であることを見出した。
【００３０】
鋼材の降伏強度は、一般に４５０℃近傍から急激に低下するが、これは、温度上昇に伴い熱活性化エネルギーが低下し、転位のすべり運動に対して低温では有効であった抵抗が無効となるためである。本発明者らはＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの複合炭窒化物は、転位のすべり運動に対して６００℃程度の高温まで有効な抵抗として作用することを見出した。更に、ＢＣＣ相中に固溶したＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、転位回復遅延に対して有効であり、降伏強度の急激な低下が始まる温度を高温化する効果を持つことを知見するに至った。したがって、７００℃、８００℃において、鋼材温度をＴ（℃）として、高温常温降伏応力比ｐ（＝高温降伏応力／常温降伏応力）が、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．８０を満足する、すなわち、降伏応力比がそれぞれ４９％、１６％以上となるためには、当該温度におけるＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの複合炭窒化物はモル分率にて５×１０-4以上であるとともに、ＢＣＣ相中に固溶するＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの合計量がモル濃度にて２×１０-3以上でなければならない。
【００３１】
高温強度発現に重要である複合炭窒化析出相の組成は、例えば電子顕微鏡やＥＤＸによる分析により容易に同定可能である。
【００３２】
また、熱力学的に安定な析出相の平衡生成量及びＢＣＣ相中の固溶合金元素量については、市販の熱力学計算データベースソフト等利用することにより、添加合金元素量より容易に算出可能である。
【００３３】
本発明者らは、前記の鋼成分において、製造の効率を阻害することなく、安定的にベイナイト単組織あるいはベイナイトと５％以下のフェライトの混合組織を生成させる方法について検討し、適量のＢ添加が必須であることを見出した。
【００３４】
本発明が、請求項の通りに鋼成分及び製造方法を限定した理由について説明する。
【００３５】
常温と高温の強度を同時に確保するためには、相当量の合金元素の添加が必要であり、７８０ＭＰａ以上の高張力鋼では、Ｍｏ：０．３〜１．５％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％が必要である。
【００３６】
また、高温強度の向上に対して、更に、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｖ：０．０１〜０．１％の範囲の添加が有効である。
【００３７】
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、V等は主に高温強度の確保のためであり、Ｍｎの範囲限定は、常温強度を所定の範囲とするためである。
【００３８】
鋼の加熱温度はＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖをできるだけ固溶状態とするために高い温度が望ましいが、母材の靭性確保の観点から１１００〜１２５０℃に限定した。
【００３９】
圧延終了温度は、低温域の圧下を過大にとると、フェライト変態が促進され強度確保が困難となること、更に、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖが炭化物として析出するため８５０℃が下限の温度であり、１１００℃を超える温度で圧延を終了すると靭性が不足するためである。
【００４０】
なお、本発明鋼を製造後、脱水素などの目的でＡｃ１変態点以下の温度に再加熱しても、本発明鋼の特徴は何ら損なわれることはない。
【００４１】
次に、本説明に関わるその他の成分元素とその添加量について説明する。
【００４２】
Ｃは、鋼材の特性に最も顕著な効果を及ぼすもので、狭い範囲に制御されなければならない。０．０１以上０．０４％未満が限定範囲である。これ未満のＣ量では強度が不足し、この以上となると高温におけるＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ炭化物の生成駆動力が過大となり、炭化物が粗大となって析出相の整合性が消失し、析出強化効果が損なわれるとともに靭性が低下する。更に、高温にてＢＣＣ相中に固溶するＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの合計量をモル濃度にて２×１０-3以上確保するために必要とされる合金元素添加量が増大し、合金コストが増加して経済性を阻害するとともに、ＨＡＺ靭性が著しく悪化する。
【００４３】
Ｓｉは、脱酸上鋼に含まれる元素であり、置換型の固溶強化作用を持つことから常温での母材強度向上に有効であるが、特に６００℃超の高温強度を改善する効果はない。また、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．５％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌのみでも可能であり、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。
【００４４】
Ｍｎは、強度、靭性を確保する上で不可欠な元素ではある。置換型の固溶強化元素であるＭｎは、特に常温での強度上昇には有効であり、７８０ＭＰａ級高張力鋼の所要強度を達成するためには、１．６％以上の添加が必要である。しかし、６００℃超の高温強度にはあまり大きな改善効果はない。したがって、本発明のような比較的多量のＭｏを含有する鋼においては、溶接性向上すなわちＰCM低減の観点から３．０％以下に限定した。Ｍｎ添加量を低く抑えた場合、連続鋳造スラブの中心偏析の点からも有利となる。
【００４５】
常温の降伏強度及び引張り強度を７８０ＭＰａ級高張力鋼の所要範囲とするためには、圧延終了後８００℃以上の温度から６５０℃以下の温度までの冷却速度を０．５Ｋｓ-1以上とする必要がある。すなわち、約２０ｍｍ未満の比較的薄い鋼板は空冷にて、約２０ｍｍ超の比較的厚い鋼板は加速冷却（水冷）を適用して製造する必要がある。
【００４６】
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。
【００４７】
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。
【００４８】
Ｍｏは、７００℃、８００℃の高温強度を確保する上で必要不可欠の元素で、本発明においては最も重要な元素の一つである。高温において熱力学的に安定な十分量の炭窒化物を生成するとともに、転位回復抑制に対して有効なＢＣＣ相中の固溶量を確保する観点から、下限を０．３％とした。１．５％超の添加は、母材靭性劣化の要因となるとともに、経済性を失するため０．３〜１．５％を限定範囲とした。
【００４９】
Ｎｂは、Ｍｏを比較的多量添加する本発明においては、７００℃、８００℃の高温強度を確保するために重要な役割を演ずる元素である。まず、一般的な効果として、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上で有用な元素である。また、圧延に先立つ再加熱や焼きならしや焼入れ時の加熱オーステナイトの細粒化にも寄与する。更に、析出硬化として強度向上効果を有し、Ｍｏとの複合添加により高温強度向上にも寄与する。０．０３％未満では７００℃及び８００℃における析出強化及び転位回復抑制の効果が少なく、０．１５％を超えると添加量に対し硬化の度合いが減少し、経済的にも好ましくない。また、溶接時の靭性も低下する。よって０．０３〜０．１５％が限定範囲である。
Ｔｉは、Ｎｂと同様に高温強度上昇に有効である。特に、母材及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Ｔｉ ２ Ｏ ３ 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。しかし多すぎるとＴｉＣを形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０２５％である。
【００５０】
Ｂは、ベイナイトの生成分率を介して強度を制御する上で極めて重要である。すなわち、Ｂはオーステナイト粒界に偏析して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、冷却速度が比較的小さい場合においてもベイナイトを安定的に生成させるのに有効である。この効果を享受するため、最低０．０００５％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、旧オーステナイト粒界の脆化や靭性上有害となるＢ析出物を形成する可能性があるため、上限を０．００３％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、母材及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（ＳＣＣ）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過剰なＢ添加は好ましくない。
【００５１】
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。
【００５２】
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やＮｂを添加した場合、ＴｉＮを形成して鋼の性質を高め、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させる。このため、Ｎ量として最低０．００１％必要である。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、本発明鋼においてはその上限は０．００６％である。
【００５３】
次に、必要に応じて含有することができるＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの添加理由と添加量範囲について説明する。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、靭性等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。
【００５４】
Ｎｉは、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、過剰な添加すると経済性を損なうだけでなく、溶接性に好ましくないため、上限を１．０％とした。
【００５５】
Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様の効果、現象を示し、上限の１．０％は溶接性劣化に加え、過剰な添加は熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため規制される。下限は実質的な効果が得られるための最小量とすべきで０．０５％である。
【００５６】
Ｃｒは、母材の強度、靭性をともに向上させる。しかし、添加量が多すぎると母材、溶接部の靭性及び溶接性を劣化させるため、限定範囲を０．０５〜１．０％とした。
【００５７】
上記、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは、母材の強度、靭性上の観点のみならず、耐候性にも有効であり、そのような目的においては、溶接性を損ねない範囲で添加することが好ましい。
【００５９】
Ｖ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は焼入れ性にも影響を及ぼし、高温強度向上にも寄与する。Ｎｂと同様の効果は０．０１％未満では効果が少なく、上限は０．1０％まで許容できる。
【００６０】
Ｃａ、ＲＥＭは不純物であるＳと結合し、靭性の向上や溶接部の拡散水素による誘起割れを抑制する働きを有するが、多すぎると粗大な介在物を形成し悪影響を及ぼすので、それぞれ０．０００５〜０．００４％、０．０００５〜０．００４％が適正範囲である。
【００６１】
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、微細化する作用があり、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０．０００１％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り、経済性を失するため、上限は０．００６％とした。
【００６２】
鋼の個々の成分を限定しても、成分系全体が適切でないと優れた特性は得られない。このため、ＰCMの値を０．２２％以下の範囲に限定する。ＰCMは溶接性を表す指標で、低いほど溶接性は良好である。本発明鋼においては、ＰCMが０．１８％以下の範囲であれば優れた溶接性の確保が可能である。なお、溶接割れ感受性組成ＰCMは以下の式により定義する。
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
【００６３】
なお、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖと同様に、Ｗを適当量添加して、高温強度を確保することも本発明鋼の特性を向上させる有効な手段である。
【００６４】
更に、鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向１／４厚位置において、最終変態組織の旧オーステナイト粒径を平均円相当直径で１２０μｍ以下に限定する。これは、旧オーステナイト粒径が組織とともに靭性に大きな影響を及ぼすためで、特に本発明のような比較的多量のＭｏ添加鋼において靭性を高めるためには、旧オーステナイト粒径を小さく制御することは重要かつ必須である。前記旧オーステナイト粒径の限定理由は、発明者らの製造条件を種々変更した実験結果に基づくもので、平均円相当直径で１２０μｍ以下であれば、本発明よりも低Ｍｏである鋼と遜色ない靭性を確保できる。なお、旧オーステナイト粒は、その判別が必ずしも容易ではないケースも少なからずある。このような場合には、板厚１／４厚位置を中心として、鋼板の最終圧延方向と直角方向に採取した切り欠き付き衝撃試験片、例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２０２ ４号試験片（２ｍｍＶノッチ）などを用い、十分低温で、脆性破壊させた際の破面単位を旧オーステナイト粒径と読み替え得る有効結晶粒径と定義し、その平均円相当直径を測定することとし、この場合でも同様に１２０μｍ以下であることが必要である。
【００６５】
【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１５〜５０ｍｍ）を製造し、その強度、降伏比（ＹＲ）、靭性、７００℃、８００℃における降伏強さ、予熱なし（室温）におけるｙ割れ試験時のルート割れの有無等を調査した。
【００６６】
表１及び表２に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分を、表３に鋼板の製造条件及び組織、表４に諸特性の調査結果を示す。
【００６７】
【表１】
【００６８】
【表２】
【００６９】
本発明鋼Ｎｏ．１〜１０の例では、ミクロ組織がベイナイト単組織あるいはベイナイト及び微量フェライトの混合組織となっており、かつ旧オーステナイト粒径の平均円相当直径が１２０μｍ以下である。更に、７８０ＭＰａ級鋼の常温の強度レベルを満足し、降伏比（ＹＲ）も〜８３％で８５％未満である。また、７００℃、８００℃のＹＳは常温の規格降伏強度のそれぞれ、６８％、３２％以上の良好な値で、実績降伏強度の比についても、７００℃、８００℃でそれぞれ６２％、２０％以上の優れた値である。
【００７０】
これに対し、比較鋼Ｎｏ．１１では、Ｃが過剰であり、常温強度については７８０ＭＰａ級高張力鋼の所要を満足しているが、炭化物が粗大になるとともに、Ａｃ１変態点が８００℃以下となり、母相と析出相の整合性が消失したため、７００℃の降伏強度が４２０ＭＰａ（７８０ＭＰａ級常温規格強度６３０ＭＰａの２／３）未満で、８００℃の強度も１４０ＭＰａ（７８０ＭＰａ級常温規格強度６３０ＭＰａの２／９）未満と低い。
【００７１】
比較鋼Ｎｏ．１２では、Ｃが不足であり、７８０ＭＰａ級として、常温の降伏強度、引張強度、高温の降伏強度が不足した。
【００７２】
比較鋼Ｎｏ．１３では、Ｍｎ量が３．０％を超えているため、予熱なしでのｙ割れ試験においてルート割れが発生した。また、再現ＨＡＺ吸収エネルギー値も低い。
【００７３】
比較鋼Ｎｏ．１４では、Ｐが０．０２％を超えているため、母材の延性脆性遷移温度、０℃での再現ＨＡＺの吸収エネルギー値ともに劣化している。
【００７４】
比較鋼Ｎｏ．１５では、常温強度、ＹＲ等は良好な結果であるが、ＭｏとＮｂの合計添加量が不足のため、炭化物生成量及び高温におけるＢＣＣ相中の固溶Ｍｏ、Ｎｂの合計量が不足し、７００℃の降伏強度が４２０ＭＰａ（７８０ＭＰａ級常温規格強度６３０ＭＰａの２／３）未満で、８００℃の強度も１４０ＭＰａ（７８０ＭＰａ級常温規格強度６３０ＭＰａの２／９）未満と低い。
【００７５】
比較鋼Ｎｏ．１６では、Ｎｂ量が過剰であるため、高温強度については高い値が得られるが、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値は低い。
【００７６】
比較鋼Ｎｏ．１７では、γ粒が粗大化したため、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値は低い。
【００７７】
比較鋼Ｎｏ．１８では、Ｂ添加量が不足し、十分な焼入れ性を得ることができず、ミクロ組織のベイナイト分率が過少のため、常温、高温ともに降伏強度が７８０ＭＰａ級の規格値下限を下回った。
【００７８】
比較鋼Ｎｏ．１９では、再加熱温度が１１００℃未満のため、再加熱時に添加合金元素がオーステナイト中に固溶せずに十分な析出強化が得られず、常温については降伏強度、引張り強度、ＹＲともに良好な結果であるが、７８０ＭＰａ級として７００℃、８００℃の降伏強度が不足した。
【００７９】
比較鋼Ｎｏ．２０では、再加熱温度が１２５０℃を超えたため、再加熱時にオーステナイト粒が粗大化し、更に、１１００℃以下での累積圧下量が３０％未満のため、圧延終了後の旧オーステナイト粒が粗大であり、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値が低い。
【００８０】
比較鋼Ｎｏ．２１では、８５０℃未満の温度で圧延を行ったため、炭化物の析出が促進され粗大となったため、十分な析出強化が得られず、またフェライトが過剰に生成したため、常温、高温ともに７８０ＭＰａ級としての降伏強度が不足した。
【００８１】
比較鋼Ｎｏ．２２では、圧延後水冷を行うことにより常温強度の上昇を図ったが、板厚が大きく、かつ、加速冷却終了温度が高かったため、１／４厚部におけるγ／α変態温度近傍での冷却速度が不足により、フェライトが過剰に生成したため、常温、高温ともに７８０ＭＰａ級としての降伏強度が不足した。
【００８２】
【発明の効果】
本発明の化学成分及び製造法で製造した鋼材は、ミクロ組織がフェライト・ベイナイトの混合組織であり、常温強度が７８０ＭＰａの規格値を満足し、ＹＲが８５％以下、７００℃、８００℃の降伏強度がそれぞれ常温規格値の２／３以上、２／９以上等の特性を持ち、建築用耐火鋼材としての必要な特性を兼ね備えており、従来になく新しい鋼材である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築、土木、海洋構造物、造船、貯槽タンクなどの一般的な構造物に用いる６００℃以上８００℃以下の温度範囲において、１時間程度の比較的短時間における高温強度が優れた低合金炭素添加の建築構造用７８０ＭＰａ級高張力鋼（鋼板、鋼管、形鋼）、特に高温強度及び溶接性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
例えば、建築、土木などの分野においては、各種建築用鋼材として、ＪＩＳ等で規格化された鋼材等が広く利用されている。なお、一般の建築構造用鋼材は、約３５０℃から強度低下するため、その許容温度は約５００℃となっている。
【０００３】
すなわち、ビルや事務所、住居、立体駐車場などの建築物に前記の鋼材を用いた場合は、火災における安全性を確保するため、十分な耐火被覆を施すことが義務付けられており、建築関連諸法令では、火災時に鋼材温度が３５０℃以上にならないように規定されている。
【０００４】
これは、前記鋼材では、３５０℃程度で耐力が常温の２／３程度になり、必要な強度を下回るためである。鋼材を建造物に利用する場合、火災時において鋼材の温度が３５０℃に達しないように耐火被覆を施して使用される。そのため、鋼材費用に対して耐火被覆工費が高額となり、建設コストが大幅に上昇することが避けられない。
【０００５】
上記の課題を解決するため、高温耐力を備えた耐火鋼が開発されている。
【０００６】
６００℃以上での高温強度がある鋼の場合、一般に耐火鋼と呼称されており、６００℃で常温降伏強度の２／３以上の高温強度を有する耐火鋼（例えば、特許文献１参照）や、７００℃で高温強度が優れた耐火鋼（例えば、特許文献２参照）が提案されている。その他の６００℃耐火鋼に関する発明の例でも、６００℃での降伏強度を常温降伏強度の２／３以上とすることが一般的となっている。
【０００７】
しかしながら、７００℃耐火鋼、８００℃耐火鋼は、現時点では高温強度の設定（常温降伏強度との比率）に一般則が見られない。例えば、特許文献１では、相当量のＭｏとＮｂを添加した鋼で、６００℃の耐力が常温耐力の７０％以上を確保するものであるが、７００℃〜８００℃の耐力は示されていない。また、６００℃の耐力が常温耐力の７０％程度では、火災時の温度上昇を考慮すると、耐火被覆量の低減は可能であるものの、省略が可能となる建造物は立体駐車場やアトリウムなどの開放的空間に限定されるため、無耐火被覆での使用は著しく限定される。
【０００８】
また、特許文献２では、相当量のＭｏとＮｂを添加した鋼でミクロ組織をベイナイトとすることにより、７００℃の耐力が常温耐力の５６％以上を確保するものであるが、８００℃の耐力は示されていない。
【０００９】
すなわち、これらの例のように６００℃程度の高温強度を確保した鋼は、すでに市場でも使用されており、７００℃で一定の強度を確保する鋼材の発明がなされているが、７００℃〜８００℃での高温強度を確保できる実用鋼の安定的な製造は困難であった。
【００１０】
【特許文献１】
特開平２−７７５２３号公報
【特許文献２】
特開平１０−６８０４４号公報
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
前述のように建築物に鋼材を利用する場合、通常の鋼では高温強度が低いため、無被覆や耐火被覆軽減で利用することができず、高価な耐火被覆を施さなければならなかった。
【００１２】
また、新しく開発された鋼でも、耐火温度は６００〜７００℃までの保証が限界であり、７００℃、８００℃での無耐火被覆使用及びこれによる耐火被覆工程の省略が可能となる７８０ＭＰａ級高張力鋼材の開発が望まれていた。
【００１３】
本発明の目的は６００℃、７００℃、８００℃での高温強度が優れた及び溶接性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼及び当該鋼を工業的に安定して供給可能な製造方法を提供することにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明は前述の課題を克服するために、ミクロ組織と添加合金元素量等を最適範囲とすることで目的を達成したもので、その要旨は以下に示す通りである。
【００１５】
（１） 鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．０１％以上０．０４％未満、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：１．６％〜３．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
かつ、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１６】
（２） 質量％で、更に
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％
の範囲で１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載の高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１７】
（３） 質量％で、更に
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％
のいずれか１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１８】
（４） 常温の降伏応力により高温時の降伏応力を無次元化した高温常温降伏応力比ｐ（＝高温降伏力／常温降伏応力）が、鋼材温度Ｔ（℃）が７００℃以上８００℃以下の範囲で、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．８０を満足することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。
【００１９】
（５） 常温においてベイナイト単組織あるいはベイナイト及び５％以下のフェライトの混合組織であり、火災相当の高温加熱時に、オーステナイトに逆変態する温度（Ａｃ１）が８００℃超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７８０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２０】
（６） ベイナイト単組織あるいはベイナイト及び５％以下のフェライトの混合母相組織中で高温において熱力学的に安定な炭窒化析出相をモル分率にて５×１０−４以上保持するとともに、ＢＣＣ相中に固溶するＭｏ、Ｎｂの合計量がモル濃度にて２×１０−３以上であることを特徴とする上記（５）に記載の高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２１】
（７） 上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼成分からなり、かつ、
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
と定義する溶接割れ感受性組成ＰCMが０．２２％以下で、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする高温強度及び溶接性に優れた７８０ＭＰａ高張力鋼。
【００２２】
（８） 上記（４）〜（６）のいずれか１項の特徴を有し、ベイナイト単組織あるいはベイナイト及び５％以下のフェライトの混合組織を有することを特徴とする上記（７）記載の高温強度及び溶接性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２３】
（９） 旧オーステナイト粒の平均円相当径が１２０μｍ以下であることを特徴とする上記（８）記載の高温強度及び溶接性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。
【００２４】
（１０） 上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、圧延終了後８００℃以上の温度から４５０℃以下の温度までの冷却速度を０．４Ｋｓ−１以上として、ミクロ組織をベイナイト単組織あるいはベイナイト及び５％以下のフェライトの混合組織とすることを特徴とする高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
【００２５】
（１１） 上記（７）記載の成分を有する鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、圧延終了後８００℃以上の温度から４５０℃以下の温度までの冷却速度を０．４Ｋｓ−１以上として、ミクロ組織をベイナイト単組織あるいはベイナイト及び５％以下のフェライトの混合組織とすることを特徴とする高温強度及び溶接性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
【００２６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の詳細を説明する。
【００２７】
本発明者らはすでに、６００℃、７００℃の高温強度が優れた鋼を見出した。６００℃の高温強度が優れた鋼はすでに建築分野で使用されているが、市場では更に高温での強度を高めた高張力鋼への強い要求がある。
【００２８】
高温強度増加に対しては、Ｍｏ、Ｎｂの複合添加により高温にて安定な炭窒化物の析出を促進するとともに、ミクロ組織のベイナイト化により転位密度の増大し、さらには固溶Ｍｏ及びＮｂにより転位回復の遅延を図ることが有効である。ベイナイト組織を安定的に造り込み、所要の常温強度範囲を達成するには低Ｃ化が有効である。低Ｃ化は、ベイナイト単組織あるいはベイナイトと５％以下のフェライトの混合組織の高温における熱力学的安定性を高め、オーステナイトへの逆変態温度（Ａｃ１）を上昇させる効果も持つ。しかし、この場合、ミクロ組織及び材質が圧延条件とその後の冷却条件により影響を受けやすく、安定的な製造が困難であることが判明した。ミクロ組織制御と高温強度の増加に取り組んだ結果、適量のＢ添加が製造安定化に有効であることを知見し、本発明に至った。
【００２９】
一般的な溶接構造用鋼として、溶接性や低降伏強度比等の特性は、従来と同様に具備する必要があるため、７００℃、８００℃の高温強度が優れた鋼は極めて困難な課題であった。この課題を解決するため、本発明者らは鋭意検討し、７００℃、８００℃の高温強度はＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等の合金元素の複合添加による析出強化とミクロ組織のベイナイト化による転位密度の増大、さらには固溶Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖによる転位回復遅延が有効であり、Ｔｉも若干の効果があることを突き止めた。したがって、７００℃、８００℃の強度と常温の強度、常温と高温の強度比（ＹＳ比＝高温強度／常温強度）の全てを同時に確保するためには、ミクロ組織をベイナイト単組織あるいはベイナイトと５％以下のフェライトの混合組織とするとともに、添加合金元素量を最適範囲として、高温における母相組織の熱的安定性と適切な整合析出強化効果及び転位回復遅延効果を得ることが重要であることを見出した。
【００３０】
鋼材の降伏強度は、一般に４５０℃近傍から急激に低下するが、これは、温度上昇に伴い熱活性化エネルギーが低下し、転位のすべり運動に対して低温では有効であった抵抗が無効となるためである。本発明者らはＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの複合炭窒化物は、転位のすべり運動に対して６００℃程度の高温まで有効な抵抗として作用することを見出した。更に、ＢＣＣ相中に固溶したＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは、転位回復遅延に対して有効であり、降伏強度の急激な低下が始まる温度を高温化する効果を持つことを知見するに至った。したがって、７００℃、８００℃において、鋼材温度をＴ（℃）として、高温常温降伏応力比ｐ（＝高温降伏応力／常温降伏応力）が、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．８０を満足する、すなわち、降伏応力比がそれぞれ４９％、１６％以上となるためには、当該温度におけるＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの複合炭窒化物はモル分率にて５×１０-4以上であるとともに、ＢＣＣ相中に固溶するＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの合計量がモル濃度にて２×１０-3以上でなければならない。
【００３１】
高温強度発現に重要である複合炭窒化析出相の組成は、例えば電子顕微鏡やＥＤＸによる分析により容易に同定可能である。
【００３２】
また、熱力学的に安定な析出相の平衡生成量及びＢＣＣ相中の固溶合金元素量については、市販の熱力学計算データベースソフト等利用することにより、添加合金元素量より容易に算出可能である。
【００３３】
本発明者らは、前記の鋼成分において、製造の効率を阻害することなく、安定的にベイナイト単組織あるいはベイナイトと５％以下のフェライトの混合組織を生成させる方法について検討し、適量のＢ添加が必須であることを見出した。
【００３４】
本発明が、請求項の通りに鋼成分及び製造方法を限定した理由について説明する。
【００３５】
常温と高温の強度を同時に確保するためには、相当量の合金元素の添加が必要であり、７８０ＭＰａ以上の高張力鋼では、Ｍｏ：０．３〜１．５％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％が必要である。
【００３６】
また、高温強度の向上に対して、更に、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｖ：０．０１〜０．１％の範囲の添加が有効である。
【００３７】
Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、V等は主に高温強度の確保のためであり、Ｍｎの範囲限定は、常温強度を所定の範囲とするためである。
【００３８】
鋼の加熱温度はＭｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖをできるだけ固溶状態とするために高い温度が望ましいが、母材の靭性確保の観点から１１００〜１２５０℃に限定した。
【００３９】
圧延終了温度は、低温域の圧下を過大にとると、フェライト変態が促進され強度確保が困難となること、更に、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖが炭化物として析出するため８５０℃が下限の温度であり、１１００℃を超える温度で圧延を終了すると靭性が不足するためである。
【００４０】
なお、本発明鋼を製造後、脱水素などの目的でＡｃ１変態点以下の温度に再加熱しても、本発明鋼の特徴は何ら損なわれることはない。
【００４１】
次に、本説明に関わるその他の成分元素とその添加量について説明する。
【００４２】
Ｃは、鋼材の特性に最も顕著な効果を及ぼすもので、狭い範囲に制御されなければならない。０．０１以上０．０４％未満が限定範囲である。これ未満のＣ量では強度が不足し、この以上となると高温におけるＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ炭化物の生成駆動力が過大となり、炭化物が粗大となって析出相の整合性が消失し、析出強化効果が損なわれるとともに靭性が低下する。更に、高温にてＢＣＣ相中に固溶するＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの合計量をモル濃度にて２×１０-3以上確保するために必要とされる合金元素添加量が増大し、合金コストが増加して経済性を阻害するとともに、ＨＡＺ靭性が著しく悪化する。
【００４３】
Ｓｉは、脱酸上鋼に含まれる元素であり、置換型の固溶強化作用を持つことから常温での母材強度向上に有効であるが、特に６００℃超の高温強度を改善する効果はない。また、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．５％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌのみでも可能であり、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。
【００４４】
Ｍｎは、強度、靭性を確保する上で不可欠な元素ではある。置換型の固溶強化元素であるＭｎは、特に常温での強度上昇には有効であり、７８０ＭＰａ級高張力鋼の所要強度を達成するためには、１．６％以上の添加が必要である。しかし、６００℃超の高温強度にはあまり大きな改善効果はない。したがって、本発明のような比較的多量のＭｏを含有する鋼においては、溶接性向上すなわちＰCM低減の観点から３．０％以下に限定した。Ｍｎ添加量を低く抑えた場合、連続鋳造スラブの中心偏析の点からも有利となる。
【００４５】
常温の降伏強度及び引張り強度を７８０ＭＰａ級高張力鋼の所要範囲とするためには、圧延終了後８００℃以上の温度から６５０℃以下の温度までの冷却速度を０．５Ｋｓ-1以上とする必要がある。すなわち、約２０ｍｍ未満の比較的薄い鋼板は空冷にて、約２０ｍｍ超の比較的厚い鋼板は加速冷却（水冷）を適用して製造する必要がある。
【００４６】
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。
【００４７】
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。
【００４８】
Ｍｏは、７００℃、８００℃の高温強度を確保する上で必要不可欠の元素で、本発明においては最も重要な元素の一つである。高温において熱力学的に安定な十分量の炭窒化物を生成するとともに、転位回復抑制に対して有効なＢＣＣ相中の固溶量を確保する観点から、下限を０．３％とした。１．５％超の添加は、母材靭性劣化の要因となるとともに、経済性を失するため０．３〜１．５％を限定範囲とした。
【００４９】
Ｎｂは、Ｍｏを比較的多量添加する本発明においては、７００℃、８００℃の高温強度を確保するために重要な役割を演ずる元素である。まず、一般的な効果として、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上で有用な元素である。また、圧延に先立つ再加熱や焼きならしや焼入れ時の加熱オーステナイトの細粒化にも寄与する。更に、析出硬化として強度向上効果を有し、Ｍｏとの複合添加により高温強度向上にも寄与する。０．０３％未満では７００℃及び８００℃における析出強化及び転位回復抑制の効果が少なく、０．１５％を超えると添加量に対し硬化の度合いが減少し、経済的にも好ましくない。また、溶接時の靭性も低下する。よって０．０３〜０．１５％が限定範囲である。
Ｔｉは、Ｎｂと同様に高温強度上昇に有効である。特に、母材及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Ｔｉ ２ Ｏ ３ 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。しかし多すぎるとＴｉＣを形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０２５％である。
【００５０】
Ｂは、ベイナイトの生成分率を介して強度を制御する上で極めて重要である。すなわち、Ｂはオーステナイト粒界に偏析して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、冷却速度が比較的小さい場合においてもベイナイトを安定的に生成させるのに有効である。この効果を享受するため、最低０．０００５％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、旧オーステナイト粒界の脆化や靭性上有害となるＢ析出物を形成する可能性があるため、上限を０．００３％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、母材及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（ＳＣＣ）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過剰なＢ添加は好ましくない。
【００５１】
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。
【００５２】
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やＮｂを添加した場合、ＴｉＮを形成して鋼の性質を高め、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させる。このため、Ｎ量として最低０．００１％必要である。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、本発明鋼においてはその上限は０．００６％である。
【００５３】
次に、必要に応じて含有することができるＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの添加理由と添加量範囲について説明する。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、靭性等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。
【００５４】
Ｎｉは、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、過剰な添加すると経済性を損なうだけでなく、溶接性に好ましくないため、上限を１．０％とした。
【００５５】
Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様の効果、現象を示し、上限の１．０％は溶接性劣化に加え、過剰な添加は熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるため規制される。下限は実質的な効果が得られるための最小量とすべきで０．０５％である。
【００５６】
Ｃｒは、母材の強度、靭性をともに向上させる。しかし、添加量が多すぎると母材、溶接部の靭性及び溶接性を劣化させるため、限定範囲を０．０５〜１．０％とした。
【００５７】
上記、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは、母材の強度、靭性上の観点のみならず、耐候性にも有効であり、そのような目的においては、溶接性を損ねない範囲で添加することが好ましい。
【００５９】
Ｖ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は焼入れ性にも影響を及ぼし、高温強度向上にも寄与する。Ｎｂと同様の効果は０．０１％未満では効果が少なく、上限は０．1０％まで許容できる。
【００６０】
Ｃａ、ＲＥＭは不純物であるＳと結合し、靭性の向上や溶接部の拡散水素による誘起割れを抑制する働きを有するが、多すぎると粗大な介在物を形成し悪影響を及ぼすので、それぞれ０．０００５〜０．００４％、０．０００５〜０．００４％が適正範囲である。
【００６１】
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、微細化する作用があり、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０．０００１％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り、経済性を失するため、上限は０．００６％とした。
【００６２】
鋼の個々の成分を限定しても、成分系全体が適切でないと優れた特性は得られない。このため、ＰCMの値を０．２２％以下の範囲に限定する。ＰCMは溶接性を表す指標で、低いほど溶接性は良好である。本発明鋼においては、ＰCMが０．１８％以下の範囲であれば優れた溶接性の確保が可能である。なお、溶接割れ感受性組成ＰCMは以下の式により定義する。
ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
【００６３】
なお、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖと同様に、Ｗを適当量添加して、高温強度を確保することも本発明鋼の特性を向上させる有効な手段である。
【００６４】
更に、鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向１／４厚位置において、最終変態組織の旧オーステナイト粒径を平均円相当直径で１２０μｍ以下に限定する。これは、旧オーステナイト粒径が組織とともに靭性に大きな影響を及ぼすためで、特に本発明のような比較的多量のＭｏ添加鋼において靭性を高めるためには、旧オーステナイト粒径を小さく制御することは重要かつ必須である。前記旧オーステナイト粒径の限定理由は、発明者らの製造条件を種々変更した実験結果に基づくもので、平均円相当直径で１２０μｍ以下であれば、本発明よりも低Ｍｏである鋼と遜色ない靭性を確保できる。なお、旧オーステナイト粒は、その判別が必ずしも容易ではないケースも少なからずある。このような場合には、板厚１／４厚位置を中心として、鋼板の最終圧延方向と直角方向に採取した切り欠き付き衝撃試験片、例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２０２ ４号試験片（２ｍｍＶノッチ）などを用い、十分低温で、脆性破壊させた際の破面単位を旧オーステナイト粒径と読み替え得る有効結晶粒径と定義し、その平均円相当直径を測定することとし、この場合でも同様に１２０μｍ以下であることが必要である。
【００６５】
【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１５〜５０ｍｍ）を製造し、その強度、降伏比（ＹＲ）、靭性、７００℃、８００℃における降伏強さ、予熱なし（室温）におけるｙ割れ試験時のルート割れの有無等を調査した。
【００６６】
表１及び表２に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分を、表３に鋼板の製造条件及び組織、表４に諸特性の調査結果を示す。
【００６７】
【表１】
【表２】
本発明鋼Ｎｏ．１〜１０の例では、ミクロ組織がベイナイト単組織あるいはベイナイト及び微量フェライトの混合組織となっており、かつ旧オーステナイト粒径の平均円相当直径が１２０μｍ以下である。更に、７８０ＭＰａ級鋼の常温の強度レベルを満足し、降伏比（ＹＲ）も〜８３％で８５％未満である。また、７００℃、８００℃のＹＳは常温の規格降伏強度のそれぞれ、６８％、３２％以上の良好な値で、実績降伏強度の比についても、７００℃、８００℃でそれぞれ６２％、２０％以上の優れた値である。
【００７０】
これに対し、比較鋼Ｎｏ．１１では、Ｃが過剰であり、常温強度については７８０ＭＰａ級高張力鋼の所要を満足しているが、炭化物が粗大になるとともに、Ａｃ１変態点が８００℃以下となり、母相と析出相の整合性が消失したため、７００℃の降伏強度が４２０ＭＰａ（７８０ＭＰａ級常温規格強度６３０ＭＰａの２／３）未満で、８００℃の強度も１４０ＭＰａ（７８０ＭＰａ級常温規格強度６３０ＭＰａの２／９）未満と低い。
【００７１】
比較鋼Ｎｏ．１２では、Ｃが不足であり、７８０ＭＰａ級として、常温の降伏強度、引張強度、高温の降伏強度が不足した。
【００７２】
比較鋼Ｎｏ．１３では、Ｍｎ量が３．０％を超えているため、予熱なしでのｙ割れ試験においてルート割れが発生した。また、再現ＨＡＺ吸収エネルギー値も低い。
【００７３】
比較鋼Ｎｏ．１４では、Ｐが０．０２％を超えているため、母材の延性脆性遷移温度、０℃での再現ＨＡＺの吸収エネルギー値ともに劣化している。
【００７４】
比較鋼Ｎｏ．１５では、常温強度、ＹＲ等は良好な結果であるが、ＭｏとＮｂの合計添加量が不足のため、炭化物生成量及び高温におけるＢＣＣ相中の固溶Ｍｏ、Ｎｂの合計量が不足し、７００℃の降伏強度が４２０ＭＰａ（７８０ＭＰａ級常温規格強度６３０ＭＰａの２／３）未満で、８００℃の強度も１４０ＭＰａ（７８０ＭＰａ級常温規格強度６３０ＭＰａの２／９）未満と低い。
【００７５】
比較鋼Ｎｏ．１６では、Ｎｂ量が過剰であるため、高温強度については高い値が得られるが、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値は低い。
【００７６】
比較鋼Ｎｏ．１７では、γ粒が粗大化したため、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値は低い。
【００７７】
比較鋼Ｎｏ．１８では、Ｂ添加量が不足し、十分な焼入れ性を得ることができず、ミクロ組織のベイナイト分率が過少のため、常温、高温ともに降伏強度が７８０ＭＰａ級の規格値下限を下回った。
【００７８】
比較鋼Ｎｏ．１９では、再加熱温度が１１００℃未満のため、再加熱時に添加合金元素がオーステナイト中に固溶せずに十分な析出強化が得られず、常温については降伏強度、引張り強度、ＹＲともに良好な結果であるが、７８０ＭＰａ級として７００℃、８００℃の降伏強度が不足した。
【００７９】
比較鋼Ｎｏ．２０では、再加熱温度が１２５０℃を超えたため、再加熱時にオーステナイト粒が粗大化し、更に、１１００℃以下での累積圧下量が３０％未満のため、圧延終了後の旧オーステナイト粒が粗大であり、再現ＨＡＺの吸収エネルギー値が低い。
【００８０】
比較鋼Ｎｏ．２１では、８５０℃未満の温度で圧延を行ったため、炭化物の析出が促進され粗大となったため、十分な析出強化が得られず、またフェライトが過剰に生成したため、常温、高温ともに７８０ＭＰａ級としての降伏強度が不足した。
【００８１】
比較鋼Ｎｏ．２２では、圧延後水冷を行うことにより常温強度の上昇を図ったが、板厚が大きく、かつ、加速冷却終了温度が高かったため、１／４厚部におけるγ／α変態温度近傍での冷却速度が不足により、フェライトが過剰に生成したため、常温、高温ともに７８０ＭＰａ級としての降伏強度が不足した。
【００８２】
【発明の効果】
本発明の化学成分及び製造法で製造した鋼材は、ミクロ組織がフェライト・ベイナイトの混合組織であり、常温強度が７８０ＭＰａの規格値を満足し、ＹＲが８５％以下、７００℃、８００℃の降伏強度がそれぞれ常温規格値の２／３以上、２／９以上等の特性を持ち、建築用耐火鋼材としての必要な特性を兼ね備えており、従来になく新しい鋼材である。
Claims (11)
- 鋼成分が質量％で、
Ｃ：０．０１％以上０．０４％未満、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：１．６％〜３．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｍｏ：０．３〜１．５％、
Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下、
かつ、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。 - 質量％で、更に
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．１％
の範囲で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記載の高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。 - 質量％で、更に
Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００４％
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％
のいずれか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または２に記載の高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。 - 常温の降伏応力により高温時の降伏応力を無次元化した高温常温降伏応力比ｐ（＝高温降伏応力／常温降伏応力）が、鋼材温度Ｔ（℃）が７００℃以上８００℃以下の範囲で、ｐ≧−０．００３３×Ｔ＋２．８０を満足することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。
- 常温においてベイナイト単組織あるいはベイナイト及び５％以下のフェライトの混合組織であり、火災相当の高温加熱時に、オーステナイトに逆変態する温度（Ａｃ１）が８００℃超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７８０ＭＰａ級高張力鋼。
- ベイナイト単組織あるいはベイナイト及び５％以下のフェライトの混合母相組織中で高温において熱力学的に安定な炭窒化析出相をモル分率にて５×１０−４以上保持するとともに、ＢＣＣ相中に固溶するＭｏ、Ｎｂの合計量がモル濃度にて２×１０−３以上であることを特徴とする請求項５に記載の高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼成分からなり、かつ、
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋ Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
と定義する溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．２２％以下で、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする高温強度及び溶接性に優れた７８０ＭＰａ高張力鋼。 - 請求項４〜６のいずれか１項の特徴を有し、ベイナイト単組織あるいはベイナイト及び５％以下のフェライトの混合組織を有することを特徴とする請求項７記載の高温強度及び溶接性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。
- 旧オーステナイト粒の平均円相当径が１２０μｍ以下であることを特徴とする請求項８記載の高温強度及び溶接性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、圧延終了後８００℃以上の温度から４５０℃以下の温度までの冷却速度を０．４Ｋｓ−１以上として、ミクロ組織をベイナイト単組織あるいはベイナイト及び５％以下のフェライトの混合組織とすることを特徴とする高温強度に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
- 請求項７記載の成分を有する鋼片または鋳片を１１００〜１２５０℃の温度範囲に再加熱後、１１００℃以下での累積圧下量を３０％以上として、８５０℃以上の温度で圧延し、圧延終了後８００℃以上の温度から４５０℃以下の温度までの冷却速度を０．４Ｋｓ−１以上として、ミクロ組織をベイナイト単組織あるいはベイナイト及び５％以下のフェライトの混合組織とすることを特徴とする高温強度及び溶接性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼の製造方法。
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