JP5037203B2 - 溶接熱影響部の靭性に優れる降伏応力４７０ＭＰａ以上引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、建築、造船、橋梁、及び土木等の各分野に用いられる、溶接熱影響部の靭性に優れる降伏応力４７０ＭＰａ以上引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法に関するものである。

近年、船舶や建築物等の鋼構造物の大型化に伴い、使用される鋼材の高強度化が進行している。高強度鋼材を使用することで、鋼材の使用量を減らすことができるため、構造物内の空間の拡大や重量の低減といったメリットが得られる。

従来、高強度鋼材を製造するにあたっては、実機製造を行う上で安定的に強度と靭性を得るために、熱間圧延、加速冷却、及び焼戻し熱処理を組合せたプロセスにて製造するのが一般的である。例えば、特許文献１、２及び３には、鋼板を熱間圧延後、オンラインで焼入れを行い、さらにオフラインで焼戻し熱処理を行う技術が示されている。しかし、オフラインの焼戻し熱処理を行うことは一般に製造時間の増大を招き、生産性の低下が問題となる。

そのため、高強度鋼材の生産性の向上を目的として、これまでに様々な技術開発がなされている。例えば、特許文献４及び５には、焼戻し熱処理を行うための加熱炉に誘導加熱方式を用いることで、熱処理時間を短縮し生産性を向上させる技術が示されている。

また、生産性向上のために、焼戻し熱処理自体を省略する製造プロセスの開発も行われており、熱間圧延ままで高強度鋼板を製造する方法等が開発されている。例えば、特許文献７には、Ｃを０．１０〜０．２０％、Ｓｉを０．０１〜０．２０％含む鋼を、１２００〜１３００℃に加熱後、９５０℃以上の仕上温度で熱間圧延する製造方法が開示されている。また、特許文献８には、Ｃを０．１０〜０．２０％、Ｓｉを０．０３〜０．６０％含む鋼を、１１００〜１２５０℃に加熱後、Ａｒ₁＋１０〜Ａｒ₃−１０℃の温度範囲での累積圧下率が１６〜３０％、仕上圧延温度が（Ａｒ₁＋３０）±２０℃となるように熱間圧延する技術が開示されている。加えて、特許文献９には、Ｃを０．０３％〜０．２０％、Ｓｉを０．１０％〜０．６０％含む鋼を加熱後、８００℃以下での全圧下量を５〜１５ｍｍとして、且つ仕上圧延温度をＡｒ₃点以下となるように熱間圧延を行う技術が開示されている。

さらに、鋼板を熱間圧延後にオンラインで加速冷却を行い、焼入れままで高強度鋼板を製造する方法も開発されている。例えば、特許文献１０及び１１には、Ｃを０．００１〜０．０３％、Ｓｉを０．６０％以下含む鋼をＡｃ₃点〜１３５０℃に加熱後、８００℃以上且つＡｒ₃点以上で熱間圧延を行い、その後加速冷却を行う技術が開示されている。また、特許文献１２には、Ｃを０．００５％〜０．０３％含む鋼を１１００〜１３５０℃に加熱後、Ａｒ₃点以上で熱間圧延を行い、その後加速冷却を行う技術が開示されている。さらに、特許文献１３には、Ｃを０．００５〜０．０３０％、Ｓｉを０．０５〜０．５０％含む鋼を、１０００〜１３００℃に加熱後、９５０度以下の温度域における累積圧下率を３０％以上、圧延終了温度を７５０℃以上とする熱間圧延を施し、その後４５０℃以下まで加速冷却を行う技術が開示されている。また、特許文献１４には、Ｃを０．０３〜０．０７％、Ｓｉを０．１〜０．６％含む鋼を、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ及びＮの各含有量から決まる温度以上、１３００℃以下に加熱し、１０２０℃未満、９２０℃超の範囲で累積圧下率１５％以下、９２０℃以下、８６０℃以上の範囲での累積圧下率を２０％以上、５０％以下となるように熱間圧延を行い、加速冷却を、冷却速度が２〜３０℃／秒で８００℃以上から開始し、７００℃以下、６００℃以上までで終了し、その後０．４℃／秒以下の冷却速度で冷却する技術が開示されている。

特開昭５２−０８１０１４号公報 特開昭６３−０３３５２１号公報 特開平０２−２０５６２７号公報 特開２００２−３１７２２７号公報 特開２００３−０８２４１２号公報 特許第２７７６１７４号公報 特開平１０−２１９３９０号公報 特開平０８−１８８８２３号公報 特開平０５−１７１２７１号公報 特開平０８−１４４０１９号公報 特開平１１−２６９６０２号公報 特開２００３−１４７４７７号公報 特開２００４−２３２０５６号公報 特開２００５−１２６８１９号公報

しかしながら、上記の特許文献１、２及び３に記載の方法では、鋼板の製造過程においてオフラインでの焼戻し熱処理が必要であり、そのために生産性の低下が避けられない。

また、特許文献４及び５に記載の方法では、誘導加熱によるオンラインでの焼戻しを行うために、強度範囲によらず生産性向上が図れる点において有利であるが、紹介されている誘導加熱炉の導入に非常に大きな設備投資が必要である。

また、特許文献６では、強度確保のために、Ｃ量が規定で０．０１〜０．２０％、さらに実施例では０．０４〜０．１８％となっており、Ｃ量が多いために、加速冷却の冷却速度や停止温度の変化により鋼材の強度が大きく変動すると考えられる。また、加速冷却の停止温度も４５０〜５４０℃という狭い範囲に限定しており、実機における製造プロセスには適用し難いという問題がある。

また、特許文献７では、熱間圧延ままで製造するため、実機における製造安定性という点では有利であるが、Ｃ量が０．１０％以上と規定されており、大入熱溶接を適用した際の溶接熱影響部の靭性が厳しくなることや、焼戻し熱処理を行わない場合は母材中に生成する島状ＭＡ（Martensite-Austenite constituent）のために降伏応力（ＹＳ）が低くなるという問題点がある。

また、特許文献８及び９でも、熱間圧延ままで製造するため、実機における製造安定性という点では有利であるが、Ａｒ₃点以下の２相域での仕上圧延となっており、且つ、特許文献８ではＣ量が０．０３％以上、特許文献９ではＣ量が０．１０％以上と規定されており、Ａｒ₃点を下げているために、仕上圧延を行うまでに鋼板の温度低下を待つ時間が長くなり、生産性の向上という点で問題が残る。

また、特許文献１０では、極低Ｃ且つ極低Ｓｉの成分系で、高い降伏点を有する４００ＭＰａ級以上の鋼の製造法が開示されている。しかし、実施例を見る限り、５００ＭＰａ級以下の鋼材に関しては焼戻し熱処理を用いない非調質製造法にて製造が可能となっているが、本発明が目的とする５７０ＭＰａ級以上の鋼材に関しては、析出強化を得るための等温保持もしくは焼戻し熱処理が付加されており、生産性が高いとは言えない。さらに、実施例を見る限りＡｌの添加量が０．０２３％以上となっており、本発明者らの検討によれば、この多量のＡｌの添加が母材中の島状ＭＡの生成を助長しＹＳの低下を招くため、特に５７０ＭＰａ級の鋼材を加速冷却ままで製造するには最適化されていないことが分かる。

また、特許文献１１では、極低Ｃ且つ極低Ｓｉの成分系で、高い降伏点を有する４００ＭＰａ級以上の鋼の製造方法が開示されている。しかし、実施例を見る限り、５００ＭＰａ級以下の鋼材に関しては焼戻し熱処理を用いない非調質製造法にて製造が可能となっているが、本発明が目的とする５７０ＭＰａ級以上の鋼材に関しては、析出強化を得るための等温保持もしくは焼戻し熱処理が付加されており、生産性が高いとは言えない。

また、特許文献１２及び１３では、Ｓｉが０．０５％以上、Ａｌが０．０１％以上と規定されており、焼入れままの製造方法では島状ＭＡの生成量が多くなりＹＳが低くなるという問題点がある。

また、特許文献１４では、Ｎｂの析出強化を積極的に用いることで、加速冷却の停止温度に対する引張強さ（ＴＳ）の変動を抑制する技術が示されているが、Ｎｂの析出強化を強く利用するために、加速冷却の停止温度を６００℃以上、７００℃以下の狭い範囲に制限している。

そこで、本発明は、上記の問題点を有利に解決することのできる、溶接熱影響部の靭性に優れる降伏応力４７０ＭＰａ以上引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法を提供することを目的とするものである。

本発明者らは、鋼板に加速冷却を行った後に焼戻し熱処理を行わない非調質製造方法で、実機における各種製造条件の不可避的な変動を考慮しても、充分に高い安定性において、ＹＳが５００ＭＰａ以上、ＴＳが５７０ＭＰａ以上、７２０ＭＰａ以下という、高い降伏比を持つ高強度鋼材を製造する方法に関して、実験と解析を通して研究開発を重ねた。その結果、加速冷却ままの非調質製造方法にて、各種合金元素とその組合せがＹＳ及びＴＳに与える影響を抽出して明確化し、従来の高強度鋼の非調質製造方法に比べて、実機における製造安定性を格段に向上させるための知見を得た。

一般に、５７０ＭＰａ級以上の高強度鋼材を非調質の製造法では、鋼の焼入れ性を高めることを狙って合金元素の成分設計を行う。しかし、加速冷却を途中停止する製造方法においては、焼入れ性を高める合金元素は母材中の島状ＭＡの生成を促進する傾向があり、それによりＹＳが低下するという問題がある。また、焼入れ性を高める合金元素の無差別の添加は、ＴＳの加速冷却の停止温度への依存性を高めるという問題もある。

これらの問題を解決できない場合、ＴＳが５７０ＭＰａ級以上の鋼材製品を製造するにあたり、ＴＳ及びＹＳを目標とする範囲内に収めるためには、加速冷却の停止温度を非常に狭く取らなくてはならないという問題が生じ、実機製造の際の安定性が失われることとなる。

従来、ＴＳ及びＹＳの加速冷却の冷却速度や停止温度の依存性を低減するための方法として、特許文献１１に開示されているように０．０３％以下の極低Ｃ成分系を採用し、鋼材組織をベイナイト単相とする技術が提案されてきた。本発明者らは、この極低Ｃ成分系を採用することで、特に５００ＭＰａ以上の高いＹＳを確保しつつ５７０ＭＰａ級の高強度鋼材を安定的に製造するための条件について、各種合金元素の組合せや熱間圧延の条件がもたらす効果に関して、実験を繰り返し詳細に検討を重ねた。

極低Ｃ成分系においてＴＳの５７０ＭＰａ以上という水準を確保するためには、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＴｉまたはＢ等、各種合金元素を積極的に添加する必要がある。本発明者らは、実験により各種合金元素とその組合せがＴＳとＹＳに与える影響を詳細に調査した結果、これら各種合金元素を無差別に添加することにより、極低Ｃ成分系であっても、加速冷却の冷却速度や停止温度がＴＳに与える影響が大きくなることを見出した。

本発明者らは、特にＣ０．０３０％未満、Ｎｂ０．０２％以上、Ｂ０．０００５％以上、且つＭｏ０．０５％以上もしくはＷ０．０５％以上、という組合せを採用することで、加速冷却条件がＴＳに与える影響を極小化できることを実験により見出した。この結果、鋼板の板厚方向の１／４位置と１／２位置のＴＳの差も５％以下と著しく小さくできることも分かった。

また、単独の添加ではＴＳの加速冷却条件の依存性を大きくしたＭｎ、Ｃｒ、Ｎｉについても、このＣ０．０３０％未満、Ｎｂ０．０２％以上、Ｂ０．０００５％以上、且つＭｏ０．０５％以上もしくはＷ０．０５％以上、という組合せと併用することによりＴＳの加速冷却条件の依存性が従来想定されていない以上に小さくなり、本発明の目的である高強度鋼の製造安定性を損なわなくなることが分かった。

さらに、本発明の目的である、ＹＳが４７０ＭＰａ以上、ＴＳが５７０ＭＰａ以上という、高強度鋼材の安定性の高い製造方法を実現するためには、以上のようなＴＳに関する追求だけでは不充分であり、ＹＳの安定確保についても検討を重ねる必要があった。

一般に、加速冷却を途中停止するような非調質製造方法で製造された鋼材は、焼戻し熱処理を適用した鋼に比べてＴＳの水準の割にＹＳが低くなる傾向があり、そのために、非調質製造方法は、降伏比の低い高強度鋼の製造方法として研究されることが多い。本発明者らは、本発明の目的であるＹＳ４７０ＭＰａ以上の高強度鋼材の、生産性が高く且つ安定性の高い製造方法を実現するため、各種合金元素、熱間圧延条件、加速冷却条件がＹＳに影響を与える影響についても、実験を繰り返し抽出した。その結果、前述のＣ０．０３０％未満、Ｎｂ０．０２％以上、Ｂ０．０００５％以上、且つＭｏ０．０５％以上もしくはＷ０．０５％以上、という成分系は４７０ＭＰａ以上のＹＳを確保する目的においても非常に有利であるが、さらに、島状ＭＡ量を低減するために、多くの鋼材で強度と靭性の確保の観点から積極的に添加されているＳｉとＡｌの添加量を抑えることが有効であることを知見した。

また、以上のＴＳとＹＳに関する知見から得られた成分系を採用することにより、入熱１０ｋＪ／ｍｍに相当する大入熱溶接を施した際の溶接熱影響部の靭性も著しく改善されることが判明した。これは、上述のＴＳが冷却条件から受ける影響を抑えたことにより、溶接熱影響部の硬さが極めて均一なベイナイト組織となることや、母材のＹＳ低下を防ぐためにＭＡ量を低減させたことが溶接熱影響部の靭性向上の点でも有利になったためと推察される。

さらに、本発明の成分系では、溶接割れ感受性を表すＰ_CMが０．２０以下と低い水準になっており、低温環境での溶接割れも問題にならない水準となっている。

本発明者らは、このように、５７０ＭＰａ級の高強度鋼材において、必要な特性を満足するための具体的要件を実験により明らかにし、さらに鋭意検討して本発明を成したものであり、その要旨は以下に述べる通りである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．００５％以上、０．０３０％未満、Ｓｉ：０．０５％未満、Ｍｎ：１．５％以上、２．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０２％以上、０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３０％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下、Ａｌ：０．００１％以上、０．０１％以下、Ｎ：０．００１％以上、０．００７％以下を含有し、さらに、Ｍｏ：０．０５％以上、０．５％以下、Ｗ：０．０５％以上、０．５％以下の内の１種または２種を含有し、下記式１で表される溶接割れ感受性指数Ｐ_CMが０．２０以下であり、下記式２で表されるＴｉとＮの量の関係を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片を、１０００℃以上、１２５０℃以下に加熱し、その後圧延するにあたり、１０２０℃以下、９２０℃超における累積圧下率が６０％未満で、９２０℃以下、Ａｒ₃点超での累積圧下率が３０％以上となるように圧延し、圧延終了後、５５０℃未満、３００℃以上の温度域まで冷却速度１℃／秒以上の加速冷却を行い、その後放冷することを特徴とする、溶接熱影響部の靭性に優れる降伏応力４７０ＭＰａ以上引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法。
なお、式１及び式２中の［ ］は各合金元素の添加量を質量％で表したものであり、以降も同様である。
式１： Ｐ_CM＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
式２：［Ｂ］／１０．８≧［Ｎ］／１４．０−［Ｔｉ］／４７．９
（２） さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上、０．３％未満、Ｃｕ：０．０１％以上、１．０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、１．０％以下の内の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）に記載の溶接熱影響部の靭性に優れる降伏応力４７０ＭＰａ以上引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法。
（３） さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０１０％、Ｈｆ：０．００１〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０１０％の内の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）に記載の溶接熱影響部の靭性に優れる降伏応力４７０ＭＰａ以上引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法。

本発明によれば、靭性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級の高強度鋼板を、合金元素の少ない経済的成分系と生産性の高い非調質の製造方法にて得ることが可能となる。また、本発明は、実機における様々な不可避的な製造条件の変動に対しても従来に無い水準で安定的に品質が確保できる製造方法であり、その産業上の寄与は極めて大きい。

以下に、本発明における成分組成と圧延条件の限定理由について述べる。

まず、本発明においては、先に述べたように、５７０ＭＰａ級の高強度鋼を製造するにあたり、鋼材の組織強化と析出強化を有効に活用し、実機で想定される製造条件の大きな変化に対しても安定的に製造可能であることを実現したものであり、熱間圧延と加速冷却の条件に合わせて各種合金元素とその添加量の組合せを限定していることが特徴である。

まず、本発明における熱間圧延条件と加速冷却の条件について述べる。

本発明では、焼戻し熱処理を行わない非調質製造方法においても析出強化を利用するため、フェライト及びベイナイト中での析出が最も速いＮｂとＴｉを析出強化元素として利用する。この圧延段階でのＮｂとＴｉの析出は圧延歪によって促進される。しかし、高温のオーステナイト中での圧延中にＮｂ、Ｔｉの析出が起こると、これら析出物は急速に粗大化し、鋼板製造後の強度上昇には寄与しない無駄な析出となることが、特許文献１４により明らかにされている。従って、このオーステナイト中での粗大析出によるロスを最小限に抑えるためには、９２０℃超、１０２０℃以下の温度範囲での圧延を極力行わないことが好ましい。

しかし、本発明では、製造安定性の向上のために特許文献７よりＣの成分範囲を低く制限しており、そのためにオーステナイト中でのＮｂ，Ｔｉの析出が抑制されている。この結果、９２０℃超、１０２０℃以下での累積圧下量の制限を６０％未満と規定する。

９２０℃以下での圧延に関しては、Ａｒ₃点より高い温度範囲で行い、可能な限り圧下率を大きく取ることがＹＳの確保の観点から有効である。一般に、焼戻し熱処理を省略する製造方法ではＴＳの水準のわりにＹＳが低くなる傾向があり、これを補うためにも３０％以上の圧下が必要である。

圧延終了後の加速冷却に関しては、ベイナイト変態による強度上昇効果を得るために１℃／秒以上の冷却速度を必要とする。

加速冷却の停止温度が３００℃を下回ると、鋼材の厚さ方向の１／４の位置において組織中のマルテンサイト分率が増えることで、その結果鋼材中の可動転位の密度が増加し降伏強度が低下するので、加速冷却の停止温度は３００℃以上と規定する。また、加速冷却の停止温度が５５０℃以上となると、鋼材中に島状ＭＡが多量に生成し、特に鋼材の厚さ方向の１／２の位置においてＹＳが著しく低下するために、加速冷却の停止温度を５５０℃未満に規定する。

以下に、本発明における成分組成の限定理由について述べる。

Ｃは、鋼の組織強化に不可欠な元素であり０．００５％以上の添加を行うが、本発明においては、鋼材の強度の加速冷却の停止温度への依存性の低減、溶接部ＨＡＺ靭性の向上、及び、オーステナイト中におけるＮｂの粗大析出の抑制、のために、添加量を０．０３０％未満に抑える必要がある。なお、Ｃ添加量を０．００５％未満に抑えると、Ｎｂ、Ｔｉ等の他の合金元素と形成する炭化物の析出量が減少したり、オーステナイト中における固溶Ｃ量が極端に減少することで加速冷却時の組織強化が著しく小さくなり強度が低下するために、０．００５％以上の添加が必要である。

Ｓｉは、強度上昇に有効な元素であるが、本発明においては、加速冷却の停止温度が５００〜６００℃の領域においてＹＳを低下させる残留ＭＡの生成を助長し、且つ、溶接時の熱影響部においては、靭性を低下させる島状ＭＡを生成させるために、添加する場合にはその量を０．０５％未満に抑制する必要がある。望ましくは積極的に添加せず、不可避不純物レベルとする。

Ｍｎは、強度上昇に有効な元素であり、１．５％以上の添加を行うが、２．５％超の添加では溶接熱影響部の靭性が低下するため、添加量を２．５％以下に限定する。

Ｐは、多量の添加により靭性を低下させるために、０．０３％以下に限定する。望ましくは不可避不純物レベルとする。

Ｓは、多量の添加により靭性を低下させるために、０．０１％以下に限定する。望ましくは不可避不純物レベルとする。

Ｎｂは、フェライトまたはベイナイト中での析出が速く、非調質の製造法においても析出強化を得るために重要な元素であり、また、組織の細粒化や組織強化にも寄与するために、０．０２％以上の添加を行うが、０．０８％を超える添加では溶接熱影響部の靭性を著しく低下させるために、０．０８％以下に限定する。

Ａｌは、脱酸及び加速冷却前のオーステナイト粒径の細粒化等に有効な元素であり、０．００１％以上の添加を行うが、本発明においては、Ｓｉの場合と同様に、母材においてはＹＳを低下させる島状ＭＡの生成を助長し、且つ、溶接時の熱影響部においては、靭性を低下させる島状ＭＡの生成を助長するため、添加量を０．０１％以下に制限する。

Ｎは、ＮｂやＴｉと結合して、オーステナイト粒の微細化や、フェライトまたはベイナイト中での析出強化に有効な元素であるために０．０００１％以上を添加するが、過剰な添加は固溶Ｎ量を増加させ母材及び溶接熱影響部の靭性を低下させるので、添加量を０．００７％以下に限定する。

Ｔｉは、フェライトまたはベイナイト中での析出が速いために、非調質の製造法においても析出強化を得るために重要な元素であり、組織の細粒化にも寄与し、また、鋼中のＮやＯと結合し靭性を向上させるため、０．００５％以上の添加が必要である。しかし、０．０２％を超える添加では溶接熱影響部の靭性を著しく低下させるために、０．０３０％以下に限定する。さらに、本発明においてはＮと結合しないＢを確保することが必要であり、そのために、Ｎと結合させる目的でＴｉを利用するため、式２に表されるようにＮ量と連動してＴｉ添加量を制限する必要がある。
式２：［Ｂ］／１０．８≧［Ｎ］／１４．０−［Ｔｉ］／４７．９

Ｂは、本発明の成分系と圧延・冷却方法において、組織強化による強度上昇に極めて有効であり、また、溶接熱影響部の旧オーステナイト粒界上に生成するフェライトの生成の抑制やＮｂ，Ｔｉ等の析出物を微細化を通じて靭性を著しく向上させる効果を持つため、０．０００５％以上の添加を行う。しかし０．００２０％を超える過剰なＢは溶接熱影響部の靭性を劣化させることから、上限を０．００２０％に制限する。

Ｍｏは、組織強化による強度上昇に有効であり、また、本発明の成分系においては、０．０５％以上の添加を行うことで、母材強度の加速冷却の停止温度依存性が著しく小さくなり、さらに、母材強度の熱間圧延温度の依存性や、母材強度の熱間圧延後の加速冷却開始待ち時間の依存性も著しく小さくなる等、実機における製造安定性が飛躍的に向上する効果が得られる。これらの効果を得るためには０．０５％以上の添加が必要であるが、０．５％を超えて添加すると溶接熱影響部の靭性を低下するため、０．５％以下に限定する。

Ｗは、強度上昇に有効な元素であり、Ｍｏと同様に、添加を行うことで母材強度の加速冷却の停止温度依存性を小さくする効果があり、さらに、母材強度の熱間圧延温度の依存性や、母材強度の熱間圧延後の加速冷却開始待ち時間の依存性も小さくする効果がある等、実機における製造安定性が飛躍的に向上する効果が得られる。これらの効果を得るためには０．０５％以上の添加が必要であるが、０．５％を超えて添加すると溶接熱影響部の靭性が低下するため、０．５％以下に限定する。

Ｃｒは、強度上昇に有効な元素であり、明瞭な強度上昇を得るためには０．０１％以上の添加が必要である。しかし、本発明の成分系と圧延・冷却方法においては、多量のＣｒ添加は母材中の島状ＭＡの生成を助長するためにＹＳの向上効果が著しく鈍化すること、及び、溶接熱影響部の靭性を著しく低下させることから、Ｃｒを添加する場合は０．０１％以上、０．３％未満の範囲とする。

Ｃｕは、強度上昇に有効な元素であり、明瞭な強度上昇を得るためには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熱影響部の靭性を低下させるため、Ｃｕを添加する場合は０．０１％以上、１．０％以下の範囲とする。

Ｎｉは、強度上昇に有効な元素であり、明瞭な強度上昇を得るためには０．０１％以上の添加が必要である。しかし、本発明においては、１．０％を超えて過剰に添加すると、強度の加速冷却停止温度への依存性が大きくなり、また、鋼板内部において、厚さ方向の硬さの分布の変化が大きくなり、厚さ方向１／４位置のＴＳが７２０ＭＰａを越えてしまうことや、溶接熱影響部の靭性が著しく低下するという問題が生ずる。従って、Ｎｉを添加する場合は、０．０１％以上、１．０％以下の範囲とする。

Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｈｆ、及びＲＥＭに関しては、脱酸や靭性の向上のために添加を行うことができる。これらの効果を得るためには０．００１％以上の添加が必要であるが、コストの問題から上限を０．０１０％と制限する。従って、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｈｆ、及びＲＥＭを添加する場合は、０．００１％以上、０．０１０％以下の範囲とする。

なお、本発明による成分系は、溶接熱影響部の靭性についても非常に良好な結果を示す。さらに、前記式１に示す溶接割れ感受性指数Ｐ_CMも０．２０％以下の水準に抑えることにより、溶接割れも防止される範囲となっている。

表１に示す成分組成の溶鋼を真空溶解炉にて作製しインゴット形に鋳造した。その鋼片を、適宜圧延、鍛造、もしくは切断して、厚さ８０〜５００ｍｍの鋼片を作製し、そのスラブに対して、表２に示す条件の熱間圧延、加速冷却、及び焼戻し熱処理を行い、厚さ１２〜５０ｍｍの厚鋼板とした。

これらの厚鋼板について、母材ＹＳ、母材ＴＳ、母材靭性、及び溶接熱影響部靭性を測定した結果を表２中に示す。

母材ＹＳ及びＴＳに関しては、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠の引張試験により測定した結果を表２中に示してある。引張試験片はＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠の１Ａ号全厚引張試験片もしくは４号丸棒引張試験片を用いた。

母材靭性に関しては、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定の方法により−５℃にて測定した結果を表２中に示してある。衝撃試験片は、圧延方向に直角な方向の板厚中心部からＪＩＳ Ｚ ２２０２に準拠の２ｍｍＶノッチ試験片を用いた。

溶接熱影響部靭性に関しては、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定の方法により、−５℃にて測定した結果を表２中に示してある。衝撃試験片は、入熱１０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接時の熱影響部１ｍｍ位置（ＨＡＺ１）に相当する熱サイクルを与えたＪＩＳ Ｚ ２２０２に準拠の２ｍｍＶノッチ試験片を用いた。

各特性の目標値は、ＹＳが４７０ＭＰａ、ＴＳが５７０ＭＰａ、母材靭性と溶接熱影響部靭性が吸収エネルギー共に１００Ｊ以上であり、目標値を満たさない数値には下線を記してある。

表１、表２の結果から、本発明法に従った成分組成及び製造方法は、ＹＳ、ＴＳ、母材靭性及び溶接熱影響部靭性の全てが良好な結果を示すことがわかる。これに対し、本発明鋼の範囲を逸脱する比較鋼は、ＹＳ、ＴＳ及び溶接熱影響部靭性の基本特性が少なくとも一つ以上不充分であることが分かる。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．００５％以上、０．０３０％未満、
   Ｓｉ：０．０５％未満、
   Ｍｎ：１．５％以上、２．５％以下、
   Ｐ ：０．０３％以下、
   Ｓ ：０．０１％以下、
   Ｎｂ：０．０２％以上、０．０８％以下、
   Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３０％以下、
   Ｂ ：０．０００５％以上、０．００２０％以下、
   Ａｌ：０．００１％以上、０．０１％以下、
   Ｎ ：０．００１％以上、０．００７％以下
   を含有し、さらに、
   Ｍｏ：０．０５％以上、０．５％以下、
   Ｗ ：０．０５％以上、０．５％以下
   の内の１種または２種を含有し、下記式１で表される溶接割れ感受性指数Ｐ_CMが０．２０以下であり、下記式２で表されるＴｉとＮの量の関係を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片を、１０００℃以上、１２５０℃以下に加熱し、その後圧延するにあたり、１０２０℃以下、９２０℃超における累積圧下率が６０％未満で、９２０℃以下、Ａｒ₃点超での累積圧下率が３０％以上となるように圧延し、圧延終了後、５５０℃未満、３００℃以上の温度域まで冷却速度１℃／秒以上の加速冷却を行い、その後放冷することを特徴とする、溶接熱影響部の靭性に優れる降伏応力４７０ＭＰａ以上引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法。
   なお、式１及び式２中の［ ］は各合金元素の添加量を質量％で表したものであり、以降も同様である。
   式１： Ｐ_CM＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
   式２：［Ｂ］／１０．８≧［Ｎ］／１４．０−［Ｔｉ］／４７．９
2. さらに、質量％で、
   Ｃｒ：０．０１％以上、０．３％未満、
   Ｃｕ：０．０１％以上、１．０％以下、
   Ｎｉ：０．０１％以上、１．０％以下
   の内の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に記載の溶接熱影響部の靭性に優れる降伏応力４７０ＭＰａ以上引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法。
3. さらに、質量％で、
   Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、
   Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％、
   Ｚｒ：０．００１〜０．０１０％、
   Ｈｆ：０．００１〜０．０１０％、
   ＲＥＭ：０．００１〜０．０１０％
   の内の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に記載の溶接熱影響部の靭性に優れる降伏応力４７０ＭＰａ以上引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法。