JP5852549B2

JP5852549B2 - 曲げ加工性と溶接継手の疲労特性を兼備した熱延鋼板および角筒状構造体の製造方法

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Publication number: JP5852549B2
Application number: JP2012239081A
Authority: JP
Inventors: 梶原　桂; 桂梶原; 村上　俊夫; 俊夫村上
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2012-10-30
Filing date: 2012-10-30
Publication date: 2016-02-03
Anticipated expiration: 2032-10-30
Also published as: JP2014088596A

Description

本発明は、曲げ加工性と溶接継ぎ手の疲労特性を兼備した熱延鋼板およびそれを用いた角筒状構造体に関し、詳しくは、建設産業機械、例えば自走式クレーン（ホイールクレーン）やパワーショベルのブーム等の角筒状構造体を作製するために使用される板厚５〜２０ｍｍの熱延鋼板、および、それを用いた角筒状の溶接構造体の製造方法に関する。

近年、自走式クレーンやパワーショベル等の建設産業機械には、それらの構造体の大型化に伴い、車体全体重量の軽量化による燃費向上とともに、操作性向上のためにブーム自体の軽量化も求められており、ブームを作製するのに使用される熱延鋼板の高強度化が進展している。

自走式クレーンやパワーショベルのブームは、従来、板厚５〜２０ｍｍ程度の平板の熱延鋼板４枚を互いに溶接接合して角筒状に形成した溶接構造体（４プレートブーム）が用いられていた。このような４プレートブームでは、幅方向断面において溶接部が４隅にそれぞれ存在する。

ここで、溶接部の熱影響部（以下、「ＨＡＺ」ともいう。）では、母材よりも疲労強度が低下することが知られている。このため、溶接構造体は、ＨＡＺの疲労強度を支配因子として設計されている。したがって、構造体を溶接接合して作製する場合は、単に母材の疲労特性を改善するだけでは不十分で、ＨＡＺの疲労特性をも改善することが重要となる。

一方、現在は、従来の４プレートブームに替えて、２枚の長尺鋼板をＵ字状にプレス曲げし、Ｕ字状の先端部同士を突き合わせ溶接して箱型に形成したプレス曲げブームが主流になりつつある（特許文献１、非特許文献１参照）。従来の４プレートブームでは、上述したように、幅方向断面において、溶接部が構造上強度および疲労強度の設計上不利なコーナー部４箇所存在していたが、プレス曲げブームでは、溶接部が設計上有利な平面部に配され、しかも２箇所に減少している。このため、プレス曲げブームでは、ＨＡＺの疲労強度を支配因子として設計されるブームの肉厚を、従来の４プレートブームよりも薄くすることが可能になり、軽量化が図れるようになってきた。

しかしながら、両者の幅方向断面形状を比較すると、曲線部の多いプレス曲げブームは、直線部のみで構成された矩形状の４プレートブームよりも、同一断面積では断面二次モーメントが小さくなることから、曲げ荷重に対する耐力を確保するために断面積を大きくせざるを得ず、さらなる軽量化の余地が残されていた。

したがって、Ｕ字状（曲線状）に曲げ加工した部材を用いる替わりに、Ｌ字状やコの字状に９０°曲げ加工した部材を溶接接合して断面矩形状に形成することができれば、断面二次モーメントをできるだけ大きく維持しつつ、溶接部を減少させることを両立でき、ブームをより軽量化することが可能となる。

以上のことから、ブームを最大限に軽量化するには、ブームを作製するのに使用される熱延鋼板に対して、ＨＡＺの疲労特性に優れるとともに、９０°曲げ加工をも可能とする曲げ加工性の兼備が要求されることとなる。

ここで、熱延鋼板に関する従来技術については、以下のように種々の提案がなされている。

例えば、特許文献２には、Ｓｉ／１６≦Ｃｅ≦０．００６０％を満たすようにＣｅを含有し、ベーニティック・フェライト相を主相とする金属組織を有し、板厚が５ｍｍ以上の、強度延性バランスと打ち抜き性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。

また、特許文献３には、板厚２０〜８０ｍｍ程度、強度が６００ＭＰａ以上の鋼材を対象として、鋼板のミクロ組織において旧オーステナイト粒のアスペクト比が２０以下、かつ析出物および／または介在物が１０００個／μｍ^３以下、かつ、セメンタイトの平均粒子径が６０ｎｍ以下で、鋼板の板厚１／４位置の{１１０}面の集積度が０．３〜１．８、鋼板の板厚１／４位置の{２１１}面の集積度が０．９〜２．４である曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼材が開示されている。

また、特許文献４には、フェライトを主相とする炭素鋼または低合金鋼からなる鋼板であって、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）、および、当該Ｄの７００℃における増加速度（μｍ／ｍｉｎ）を制御した、加工性に優れた熱延鋼板が開示されている。

また、特許文献５には、ベイナイト分率が８０％以上で、析出物の平均粒径ｒ（ｎｍ）と析出物分率ｆを制御した、板厚３ｍｍ程度の薄物の、疲労特性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。

しかしながら、上記特許文献２〜５には、熱延鋼板自体（母材）の機械的特性や加工性を向上させることについては開示されているものの、溶接部の継手性能、特にＨＡＺの疲労強度を改善する観点で開示したものは見当たらない。

特開２０１０−２７５１０１号公報特開２００９−１６７４６０号公報特開２００９−２４２８４０号公報再表２００７／０１５５４１号公報

中山浩樹，「シティークレーンのプレス曲げブームにおける高剛性軽量化技術」，Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報，２０１２年８月，第６２巻，第１号，ｐ．７３−７７

本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、曲げ加工性と溶接継手の疲労特性を兼備した熱延鋼板、および、それを用いた角筒状構造体の製造方法を提供することにある。

請求項１に記載の発明は、
板厚が５〜２０ｍｍであり、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．２％、
Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ａｌ：０．００２〜０．１％、
ＲＥＭ：０．０００２〜０．０５％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
をそれぞれ含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、
全組織に対する面積率で、
フェライト：５０〜９０％、
ベイナイト：１０〜５０％、
マルテンサイト＋残留オーステナイト：１０％未満
からなる組織を有し、
ＪＩＳＧ０５５５（１９８８）に規格される「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」により測定された、Ａ系介在物、Ｂ系介在物およびＣ系介在物の合計量が０．０５％以下であり、
鋼板の表面から１ｍｍ深さまでの表層部の平均結晶粒径が５μｍ以下である
ことを特徴とする曲げ加工性と溶接継手の疲労特性を兼備した熱延鋼板である。

請求項２に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｖ：０．０００５〜０．１％、および／または、
Ｎｂ：０．０２〜０．２％
を含むものである請求項１に記載の熱延鋼板である。

請求項３に記載の発明は、
成分組成が、さらに、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上
を含むものである請求項１または２に記載の熱延鋼板である。

請求項４に記載の発明は、
請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱延鋼板を、長手方向に沿って曲げ加工することにより幅方向断面がＬ字状またはコの字状に形成された曲げ加工部材を１または２本用い、前記１本の曲げ加工部材と１もしくは２枚の平板状部材の端部同士、または、前記２本の曲げ加工部材の端部同士を溶接接合することにより角筒状に形成することを特徴とする角筒状構造体の製造方法である。

本発明によれば、フェライト＋ベイナイト鋼をベースとし、鋼中の非金属介在物の量を制限するとともに表層部の組織を微細化することで、曲げ加工性を高めるとともに、溶接継手部のＨＡＺの疲労強度をも向上させうる熱延鋼板、および、それを用いた角筒状構造体の製造方法を提供できるようになった。

角筒状構造体の幅方向断面を示す図である。

以下、本発明をさらに詳細に説明する。

〔本発明鋼板の板厚：５〜２０ｍｍ〕
まず、本発明に係る鋼板（以下、「本発明鋼板」ともいう。）は、板厚が５〜２０ｍｍの熱延鋼板を対象とする。板厚が５ｍｍ未満では、構造体としての剛性が確保できなくなる。一方、板厚が２０ｍｍを超えると、本発明で規定する組織形態を達成することが難しく、所望の効果が得られなくなる。好ましい板厚は６〜１９ｍｍである。

次に、本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。

〔本発明鋼板の組織〕
上述したとおり、本発明鋼板は、フェライト＋ベイナイト鋼をベースとするものであるが、特に、鋼中の非金属介在物の量を制限するとともに表層部の組織を微細化することを特徴とする。

＜全組織に対する面積率で、フェライト：５０〜９０％、ベイナイト：１０〜５０％、マルテンサイト＋残留オーステナイト：１０％未満＞
フェライトが５０％未満、または、ベイナイトが５０％を超えると、ベイナイト同士が連結することにより伸びが確保できず、一方、フェライトが９０％を超え、または、ベイナイトが５％に満たないと、引張強度ＴＳと伸びフランジ性λが確保できない。好ましくは、フェライト：６０〜８０％、ベイナイト：２０〜４０％である。
主相であるフェライトおよびベイナイト以外の組織としては、マルテンサイト＋残留オーステナイト（ＭＡ）を１０％未満とするのが望ましい。これはより硬質の組織の存在によって、強度−伸び−伸びフランジ性のバランスが低下し、曲げ加工性が低下するためである。

〔各相の面積率の測定方法〕
上記各相の面積率については、各供試鋼板をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；倍率１０００倍）により５視野撮影し、フェライト、ベイナイト、パーライト、マルテンサイト＋残留オーステナイトの各比率を点算法で求めることができる。

＜ＪＩＳＧ０５５５（１９８８）に規格される「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」により測定された、Ａ系介在物、Ｂ系介在物およびＣ系介在物の合計量が０．０５％以下＞
鋼中の非金属介在物の量を制限することで、ＨＡＺの疲労強度を確保ないし向上させるためである。このような効果を得るためには、ＪＩＳＧ０５５５（１９８８）に規格される「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」により測定された、Ａ系介在物、Ｂ系介在物およびＣ系介在物の合計量を０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下とする。

〔非金属介在物の量の測定方法〕
ここで、ＪＩＳＧ０５５５（１９８８）に規格される「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」について説明する。鋼中に存在する非金属介在物は、熱処理による欠陥の発生や使用中における損傷原因となる場合があり、鋼中に存在している介在物の種類や分布、量など調べその清浄度を判定する試験方法が規定されている。試験片は圧延方向又は鍛錬方向に平行に、その中心線を通って切断採取し、その面を検鏡面とし、琢磨仕上げによって鏡面とした後、ノーエッチングの状態で検鏡する。縦横２０本の格子線が入った接眼レンズを用い、４００倍で観察する。原則的に６０視野をランダムに観察し、介在物によって占めた格子点中心の数を数え、清浄度として算出する。
ｄ＝（ｎ／ｐ×ｆ）×１００
ここに、ｄ：清浄度、ｐ：視野内の総格子点数、ｆ：視野数、ｎ：ｆ個の視野における介在物によって占められる格子点中心の数を示す。
ここで、介在物の種類には、加工によって粘性変形したＡ系介在物（細長状で硫化物のＭｎＳ、珪酸塩のＳｉＯ_２など）、加工方向に集団で不連続的に粒状に並んだＢ系介在物（Ａｌ_２Ｏ_３）、粘性変形をしないで不規則に分散したＣ系介在物（粒状酸化物）の３種類があるため、非金属介在物の量としては、Ａ系介在物、Ｂ系介在物およびＣ系介在物の清浄度の合計量で評価を行う。

＜鋼板の表面から１ｍｍ深さまでの表層部の平均結晶粒径が５μｍ以下＞
一般に、板厚が厚い（厚物の）熱延鋼板では、自動車部品等に用いられている板厚２〜３ｍｍ程度の薄物の熱延鋼板に比較して、結晶粒径も大きくなり、板厚方向の結晶粒径が不均一になり、加工性を劣化させる。これは、板厚が厚くなるにつれて表層部と内部の冷却速度の差が大きくなり、結晶粒径が不均一になるためである。そして、板厚が５ｍｍ以上になると、表層部と内部の冷却速度の差が臨界値を超えて、加工性に影響するようになる。特に、曲げ加工性では、表面部の結晶粒が粗大であると、割れが発生しやすくなる。
そこで、本発明鋼板では、鋼板の表面から１ｍｍ深さまでの表層部の平均結晶粒径を５μｍ以下に規定した。このように、表層部の結晶粒を微細化することで、表面からの割れの発生を抑制できるようになり、板厚５ｍｍ以上の厚物の熱延鋼板の９０°曲げ加工性の向上に寄与する。上記表層部の平均結晶粒径は、好ましくは４．５μｍ以下であり、より好ましくは４μｍ以下である。

〔表層部の平均結晶粒径の測定方法〕
上記表層部の平均結晶粒径については、以下のようにして測定することができる。すなわち、最表層部、０．５ｍｍ深さ、１ｍｍ深さの３箇所にそれぞれ存在するフェライトとベイナイトの結晶粒径を測定する。マルテンサイト＋残留オーステナイトについては、存在量が少ないので、平均結晶粒径の測定においては無視した。具体的には、最表層部、０．５ｍｍ深さ、１ｍｍ深さの各測定箇所における圧延方向の側面部をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；倍率１０００倍）により該当部位を５視野撮影する。そして、フェライト粒子１個の粒径については、その重心直径を画像解析により測定して求める。ベイナイト粒子１個の粒径については、フェライトに囲まれたベイナイトの領域全体を１個の粒と定義し、その領域の面積を画像解析により測定し、円相当直径に換算して求める。そして、上記３箇所に存在するフェライト粒子＋ベイナイト粒子の粒径全部を算術平均したものを上記表層部の平均結晶粒径と定義した。

次に、本発明本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。

〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは強化元素であり、Ｃ量が増加するとフェライトの面積率が低下する。０．０５％未満では必要な強度が得られず、０．２０％を超えるとベイナイトの面積率が大きくなり過ぎ、強度−伸び−伸びフランジ性のバランスが確保できなくなり、９０°曲げ加工性が劣化する。好ましくは０．０６〜０．１５％であり、より好ましくは０．０７〜０．１３％である。

Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）
Ｓｉはフェライトの固溶強化元素としてＴＳ−λバランスの改善に寄与し、疲労特性改善にも寄与する。しかし、２．０％を超えるとフェライトが強化されすぎ、強度−伸び−伸びフランジ性のバランスが確保できなくなり、９０°曲げ加工性が劣化する。好ましい下限値は０．２％であり、より好ましい下限値は０．５％である。また、好ましい上限値は１．７％であり、より好ましい上限値は１．３％である。

Ｍｎ：１．０〜２．５％
Ｍｎは脱酸元素として添加され、また固溶強化により強度−伸び−伸びフランジ性のバランスの改善に寄与し、疲労特性改善にも寄与する。しかし、１．０％未満であると脱酸が不十分となり強度−伸び−伸びフランジ性のバランスが劣化し、２．０％を超えると焼き入れ性が高くなり過ぎフェライトの面積率が低下する。好ましくは１．２〜２．２％であり、より好ましくは１．５〜２．０％である。

Ａｌ：０．００２〜０．１％、
Ａｌは固溶強化により強度−伸び−伸びフランジ性のバランスを改善する効果があり、必要に応じて添加される。しかし、下限値未満ではその効果が得られず、上限値を超えると粒界偏析し粒界破壊を助長して強度−伸び−伸びフランジ性のバランスを低下させ、９０°曲げ加工性を劣化させる。好ましくは０．０１〜０．０８％であり、より好ましくは０．０２〜０．０６％である。

ＲＥＭ：０．０００２〜０．０５％ＲＥＭ（希土類元素）は、それぞれの酸化物を生成させるとともに、非金属介在物の生成を抑制するのに必要な元素である。これらの酸化物を含有することで、酸化物が微細分散し易くなり、この微細分散した酸化物が粒内フェライトの生成核となるとともに、破壊の起点となる非金属介在物の量を制限するため、ＨＡＺの疲労強度向上に寄与する。上記作用を有効に発揮させるためには、ＲＥＭは、０．０００２％以上含有させるべきであり、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上、さらに好ましくは０．００１５％以上含有させるとよい。しかしながら、ＲＥＭを過剰に添加すると粗大な酸化物を形成し、ＨＡＺ靭性が却って劣化する。したがって、ＲＥＭの含有量は０．０５％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０１％以下である。
なお、本発明において、ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよび／またはＣｅを含有するのがよい。

本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が鉄および不可避的不純物であり、この不可避的不純物としてはＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏ等が含まれるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。

Ｖ：０．０００５〜０．１％、および／または、
Ｎｂ：０．０２〜０．２％
これらに元素は、フェライト中に微細な炭化物を形成することで母材の疲労特性を改善する。また、ＨＡＺにおいて、溶接による加熱時に固溶してオーステナイト粒の微細化を抑制し、かつ、固溶Ｃ量および固溶Ｖ量を増加させることで、ＨＡＺの焼入れ性を向上させて強度を高め、ＨＡＺの疲労特性をも改善する。しかし、それぞれ下限値未満であると析出強化効果が不十分であり、上限値を超えて添加しても特性改善効果が得られない。Ｖのより好ましい含有量は０．００２〜０．０８％であり、Ｎｂのより好ましい含有量は０．０３〜０．１５％である。
なお、Ｔｉも、Ｎｂ、Ｖと同様、フェライト中に微細な炭化物を形成することで母材の疲労特性を改善しうる元素であるが、一方で、鋳造時や熱延前の加熱中に粗大なＴｉＮ化合物が生成することを抑えることができず、加工割れの起点となり曲げ加工性を低下させるとともに、ＨＡＺの疲労強度を低下させる。したがって、本発明においては、Ｔｉは極力添加しない。

Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上
これらの元素は鋼の焼き入れ性を高めることにより、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の形成を抑制する効果があり、必要に応じて添加される。しかし、下限値未満ではその効果が得られず、上限値を超えるとフェライトが脆化し、強度−伸び−伸びフランジ性のバランスを低下させ、９０°曲げ加工性を劣化させる。より好ましくは、それぞれ０．１〜０．８％である。

Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御に有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、０．０００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１％以上、さらに好ましくは０．００１５％以上である。しかしＣａを過剰に添加すると、粗大な酸化物を形成し、ＨＡＺの疲労強度および靭性が却って劣化する。したがってＣａを含有させる場合は、０．０１％以下に抑える必要がある。より好ましくは０．００８％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。

〔角筒状構造体〕
［比較形態］
上述したように、従来、ブームのような角筒状構造体は、図１（ａ）にその幅方向断面を示すように、熱延鋼板の平板を４枚組み合わせて、４箇所のコーナー部を溶接接合した構造（４プレートブーム）を採用していた。この構造は平板のみの組み合わせであるため作製が簡易で、また、断面が矩形状であるため断面二次モーメントが大きい点では好ましいが、溶接部が、構造体強度および疲労強度の設計上不利なコーナー部に４箇所も配置しているため、構造体としての強度、剛性の確保に課題を有していた。

そこで、本発明では、上記のように曲げ加工性とＨＡＺの疲労強度が向上した本発明鋼板を用い、これを長手方向に沿って９０°曲げ加工して、幅方向断面がＬ字状またはコの字状の曲げ加工部材を作製する。そして、この曲げ加工部材を１または２本使用し、必要により平板状部材と組み合わせ、図１（ｂ）〜（ｄ）に例示したように、必要箇所を溶接接合して、幅方向断面が矩形状の角筒状構造体を形成する。

［実施形態１］
図１（ｂ）は、コの字状の曲げ加工部材２本を用い、それらの幅端部同士を溶接接合したものであり、溶接部を構造体強度および疲労強度の設計上有利な平面部に配置するとともに、溶接部の箇所も２箇所に減らすことができ、構造体としての強度、剛性の向上効果が大きい。

［実施形態２］
また、図１（ｃ）は、コの字状の曲げ加工部材１本と平板状部材１枚とを組み合わせ、それらの幅端部同士を溶接接合したものであり、溶接部はコーナー部に存在するが、その箇所を２箇所に減らすことができ、上記図１（ｂ）の構造より劣るものの、上記図１（ａ）の比較形態に比べ、構造体としての強度、剛性の向上効果が得られる。

［実施形態３］
また、図１（ｄ）は、Ｌ字状の曲げ加工部材２本を用い、それらの幅端部同士を溶接接合したものであり、溶接部はコーナー部に存在するが、その箇所を２箇所に減らすことができ、上記図１（ｂ）の構造より劣るものの、上記図１（ａ）の比較形態に比べ、構造体としての強度、剛性の向上効果が得られる。

また、図示しないが、Ｌ字状の曲げ加工部材１本と平板状部材２枚とを組み合わせ、コーナー部３箇所を溶接接合することでも、溶接部の箇所を３箇所に減らすことができ、上記図１（ｂ）〜（ｄ）の構造より劣るものの、上記図１（ａ）の比較形態に比べ、構造体としての強度、剛性の向上効果が得られる。

さらに、上記のようにＬ字状またはコの字状の曲げ加工部材を用いることで、溶接箇所を従来の４箇所から２箇所または３箇所に減らせるので、施工コストの削減も同時に達成することができる。

なお、構造上は、上述したように、図１（ｂ）の構造が最も好ましいが、加工コスト節約の観点から、曲げ加工の工程を少なくできる図１（ｃ）または（ｄ）の構造体を選択してもよい。

また、Ｌ字状またはコの字状の曲げ加工部材と組み合わせて使用する平板状部材には、曲げ加工性を要求されないので、必ずしも本発明鋼板を用いる必要はなく、ＨＡＺの疲労強度に優れた鋼板を適宜選択して用いることができる。

次に、上記本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。

〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
［溶鋼の調製］
まず、溶存酸素量と全酸素量を調整した溶鋼に、所定の順番で所定の合金元素を添加することによって、粒内フェライトの生成核となる所望の酸化物を生成させることができる。特に本発明では、粗大な酸化物が生成しないように、溶存酸素量を調整した後、全酸素量を調整することが極めて重要である。

溶存酸素とは、酸化物を形成しておらず、溶鋼中に存在するフリーな状態の酸素を意味する。全酸素とは、溶鋼に含まれる全ての酸素、即ち、フリー酸素と酸化物を形成している酸素の総和を意味する。

まず、溶鋼の溶存酸素量を０．００１０〜０．００６０％の範囲に調整する。溶鋼の溶存酸素量が０．００１０％未満では、溶鋼中の溶存酸素量が不足するため、粒内フェライト変態の核となるＲＥＭ系酸化物を所定量確保することができず、優れたＨＡＺ靭性が得られない。また、溶存酸素量が不足すると、ＲＥＭが硫化物を形成するため、母材自体の靭性を劣化させる原因となる。したがって、上記溶存酸素量は０．００１０％以上とする。上記溶存酸素は、好ましくは０．００１３％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。

一方、上記溶存酸素量が０．００６０％を超えると、溶鋼中の酸素量が多くなりすぎるため、溶鋼中の酸素と上記元素の反応が激しくなって溶製作業上好ましくないばかりか、粗大な酸化物を生成して却ってＨＡＺ靭性を劣化させる。したがって、上記溶存酸素量は０．００６０％以下に抑えるべきである。上記溶存酸素量は、好ましくは０．００５５％以下、より好ましくは０．００５３％以下とする。

ところで、転炉や電気炉で一次精錬された溶鋼中の溶存酸素量は、通常０．０１０％を超えている。そこで本発明の製法では、溶鋼中の溶存酸素量を何らかの方法で上記範囲に調整する必要がある。

溶鋼中の溶存酸素量を調整する方法としては、例えばＲＨ式脱ガス精錬装置を用いて真空Ｃ脱酸する方法や、ＳｉやＭｎ，Ｔｉ，Ａｌなどの脱酸性元素を添加する方法などが挙げられ、これらの方法を適宜組み合わせて溶存酸素量を調整してもよい。また、ＲＨ式脱ガス精錬装置の代わりに、取鍋加熱式精錬装置や簡易式溶鋼処理設備などを用いて溶存酸素量を調整してもよい。この場合、真空Ｃ脱酸による溶存酸素量の調整はできないため、溶存酸素量の調整にはＳｉ等の脱酸性元素を添加する方法を採用すればよい。Ｓｉ等の脱酸性元素を添加する方法を採用するときは、転炉から取鍋へ出鋼する際に脱酸性元素を添加しても構わない。

溶鋼の溶存酸素量を０．００１０〜０．００６０％の範囲に調整した後は溶鋼を攪拌し、溶鋼中の酸化物を浮上分離することによって溶鋼中の全酸素量を０．００１０〜０．００７０％に調整する。このように本発明では、溶存酸素量が適切に制御された溶鋼を撹拌し、不要な酸化物を除去してから、粒内フェライト変態核生成元素を添加しているため、粗大な酸化物の生成を防止できる。

上記全酸素量が０．００１０％未満では、所望の酸化物量不足になるため、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する粒内フェライトの生成核となる酸化物量を確保することができない。したがって、上記全酸素量は０．００１０％以上とする。上記全酸素量は、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００１８％以上である。

一方、上記全酸素量が０．００７０％を超えると、溶鋼中の酸化物量が過剰となり、粗大な酸化物が生成してＨＡＺ靭性が劣化する。したがって、上記全酸素量は０．００７０％以下に抑えるべきである。上記全酸素量は、好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００５０％以下とする。

溶鋼中の全酸素量は、概ね溶鋼の攪拌時間に相関して変化することから、撹拌時間を調整するなどして制御することができる。具体的には、溶鋼を撹拌し、浮上してきた酸化物を除去した後の溶鋼中の全酸素量を適宜測定しながら、溶鋼中の全酸素量を適切に制御する。

溶鋼中の全酸素量を上記範囲に調整した後は、次いで、ＲＥＭを添加してから鋳造する。全酸素量を調整した溶鋼へ上記の元素を添加することによって所望とする粒内フェライト変態の核となるＲＥＭ系酸化物が得られる。

溶鋼へ添加するＲＥＭの形態は特に限定されず、例えば、ＲＥＭとして、純Ｌａや純Ｃｅ、純Ｙなど、或いは純Ｃａ、さらにはＦｅ−Ｓｉ−Ｌａ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃｅ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｃａ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｌａ−Ｃｅ合金、Ｆｅ−Ｃａ合金、Ｎｉ−Ｃａ合金などを添加すればよい。また、溶鋼へミッシュメタルを添加してもよい。ミッシュメタルとは、セリウム族希土類元素の混合物であり、具体的には、Ｃｅを４０〜５０％程度，Ｌａを２０〜４０％程度含有している。ただし、ミッシュメタルには不純物としてＣａを含むことが多いので、ミッシュメタルがＣａを含む場合は、本発明で規定する好適範囲を満足する必要がある。

本発明では、粗大な酸化物の除去を促進する目的で、ＲＥＭを添加した後は、４０分を超えない範囲で溶鋼を攪拌することが好ましい。攪拌時間が４０分を超えると、微細な酸化物が溶鋼中で凝集・合体するため酸化物が粗大化し、ＨＡＺ靭性が劣化する。したがって、攪拌時間は４０分以内とすることが好ましい。攪拌時間は、より好ましくは３５分以内であり、さらに好ましくは３０分以内である。溶鋼の攪拌時間の下限値は特に限定されないが、攪拌時間が短過ぎると添加元素の濃度が不均一となり、鋼材全体として所望の効果が得られない。したがって、容器サイズに応じた所望の攪拌時間が必要となる。

以上のようにＲＥＭを添加することで、成分組成が調整された溶鋼が得られる。得られた溶鋼を用いて鋳造し、鋼片を得る。

次に、加熱、仕上げ圧延を含む熱間圧延、熱延後の急冷、急冷停止後の緩冷、緩冷後の急冷、巻取りを行って製造する。

［加熱］
熱間圧延前の加熱は１０５０〜１３００℃で行う。この加熱によりオーステナイト単相とする。Ｖ、Ｎｂが添加される場合は、オーステナイトに固溶させる。加熱温度が１０５０℃未満ではＶ、Ｎｂがオーステナイトに固溶できず、粗大な炭化物が形成されるため疲労特性改善効果が得られない。一方、１３００℃を超える温度は操業上困難である。また、不純物としてＴｉが含まれる場合、炭化物のうち最も溶体化温度の高いＴｉを固溶させる点でも、ＴｉＣの溶体化温度以上１３００℃以下が必要である。加熱温度の好ましい下限は１１００℃、さらに好ましい下限は１１５０℃である。

［熱間圧延］
熱間圧延は、仕上げ圧延温度が８８０℃以上になるように行う。仕上げ圧延温度を低温化しすぎるとフェライト変態が高温で起るようになり、フェライト中の析出炭化物が粗大化するため、一定以上の仕上げ圧延温度が必要である。仕上げ圧延温度は、オーステナイト粒を粗大化してベイナイトの粒径を大きくするため、９００℃以上とするのがより好ましい。なお、仕上げ圧延温度の上限は温度確保が難しいため、１０００℃とする。

［熱間圧延パススケジュール］
本発明の熱延鋼板の板厚は５〜２０ｍｍであるが、表層部の結晶粒を微細化し、所定の粒径範囲に制御するために、上記の圧延温度の制御だけでなく、仕上げ圧延のタンデム圧延の最終圧下率を１５％以上とすることが必要である。通常、仕上げ圧延は、５〜７パスのタンデム圧延を実施するが、板のカミ込み制御の観点でパススケジュールが設定され、最終圧下率は、１２〜１３％程度までである。上記最終圧下率は、好ましくは１６％以上、より好ましくは１７％以上である。上記最終圧下率は、２０％、３０％と高いほど、結晶粒をより微細化する効果が得られるが、圧延制御の観点で上限は３０％程度に規定される。

［熱延後の急冷］
上記仕上げ圧延終了後、５ｓ以内に２０℃／ｓ以上の冷却速度（第１急冷速度）で急冷し、５８０℃以上６７０℃未満の温度（急冷停止温度）で急冷を停止する。フェライト変態の開始温度を低温化することによりフェライト中に形成される析出炭化物を微細化するためである。冷却速度（第１急冷速度）が２０℃／ｓ未満ではパーライト変態が促進され、または、急冷停止温度が５８０℃未満ではパーライト変態またはベイナイト変態が促進され、いずれも所定の相分率のフェライト−ベイナイト鋼を得るのが困難になり、強度−伸び−伸びフランジ性のバランスが低下し、曲げ加工性が劣化する。一方、急冷停止温度が６７０℃以上になるとフェライト中の析出炭化物が粗大化してしまい、ＨＡＺの疲労特性が確保できない。急冷停止温度は、好ましくは６００〜６５０℃、さらに好ましくは６１０〜６４０℃である。

［急冷停止後の緩冷］
上記急冷停止後、放冷または空冷により１０℃／ｓ以下の冷却速度（緩冷速度）で５〜２０ｓ緩冷する。これによりフェライトの形成を十分に進行させつつ、フェライト中の析出炭化物を適度に微細化させる。冷却速度が１０℃／ｓを超え、または、緩冷時間が５ｓ未満では、フェライトの形成量が不足する。一方、緩冷時間が２０ｓを超えると析出炭化物が粗大化せず、ＨＡＺの疲労特性が確保できない。

［緩冷後の急冷、巻取り］
上記緩冷後、再度２０℃／ｓ以上の冷却速度（第２急冷速度）で急冷し、３００℃超４５０℃以下で巻き取る。残部をベイナイト主体の組織にすることで強度−伸び−伸びフランジ性のバランスを改善するためである。冷却速度（第２急冷速度）が２０℃／ｓ未満、または、巻取り温度が４５０℃超では、パーライトが形成され、一方３００℃未満では、マルテンサイトや残留オーステナイトが多く形成され、強度−伸び−伸びフランジ性のバランスが低下し、曲げ加工性が劣化する。

以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

［実施例１］
真空溶解炉（容量１５０ｋｇ）を用い、表１に示した化学成分を含有する供試鋼を溶製し、１５０ｋｇのインゴットに鋳造して冷却した。真空溶解炉で供試鋼を溶製するに当っては、Ａｌ、ＲＥＭ、Ｃａ以外の元素について成分調整するとともに、Ｃ，ＳｉおよびＭｎから選ばれる少なくとも１種の元素を用いて脱酸して溶鋼の溶存酸素量を調整した。溶存酸素量を調整した溶鋼を１〜１０分程度攪拌して溶鋼中の酸化物を浮上分離させることによって溶鋼の全酸素量を調整した。
全酸素量を調整した溶鋼に、ＲＥＭおよびＣａを添加することによって成分調整した溶鋼を得た。なお、ＲＥＭはＬａを約２５％とＣｅを約５０％含有するミッシュメタルの形態で、ＣａはＮｉ−Ｃａ合金、またはＣａ−Ｓｉ合金、またはＦｅ−Ｃａ圧粉体の形態で、それぞれ添加した。

得られたインゴットを表２に示す加熱条件、熱延条件、冷却条件にて熱間圧延して板厚が５〜２０ｍｍの圧延材を製造した。

このようにして得られた熱延鋼板（母材相当）について、鋼板中組織の各相の面積率、非金属介在物の量、および、表層部の平均結晶粒径を、上記［発明を実施するための形態］のところで説明した各測定方法により求めた。

上記母材相当の熱延鋼板から、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張試験を実施し、母材の引張強度（ＴＳ）を測定した。また、上記母材相当の熱延鋼板から板サンプルにしたうえで、鉄連規格ＪＦＳＴ００１に準拠して穴広げ試験を実施し、穴広げ率を測定し、これを母材の伸びフランジ性（λ）とした。さらに、上記母材相当の熱延鋼板の表裏面を０．２ｍｍずつ研削し、その後、ＪＩＳＺ２２７５に記載の平面曲げ試験によりＳ−Ｎ曲線を作成して疲労限度を求め、それを母材の疲労強度とした。また、９０°曲げ加工性は、９０°Ｖブロック試験により評価した。鋼板の板厚をｔ、パンチの内側最小曲げ半径をＲとしたとき、その比Ｒ／ｔ＝１となる曲率を有する９０度パンチを用いて、試験片を９０度のダイの中に押し込んだ後、試験片を取り出し、曲げの外側を目視で観察した。目視観察の結果、割れの発生が見られる場合を×、割れは発生していないが、目視できるクラックが見られる場合を△、微小な凹凸（シワ）が見られるものの、クラックは発生していない場合を○、シワの発生も見られない場合を◎とした。なお、「割れ」と「クラック」とは、隙間の最大幅が、１ｍｍ以上のものを「割れ」、１ｍｍ未満のものを「クラック」と定義して区別した。

ここで、ＨＡＺは、溶接金属の近傍に形成されるが、その組織の形態は、溶接金属に近い側から順に、粗粒域、細粒域、焼戻し域の３領域に分類される。そして、従来鋼においては、上記ＨＡＺの各領域の特性は、一般的に以下のような挙動を示すことが知られている。すなわち、粗粒域では、溶接による加熱時にオーステナイト粒が粗大化するため、溶接後の冷却の際にマルテンサイト化またはベイナイト化して一般に高強度となる。これに対して、細粒域では、溶接による加熱時にオーステナイト粒が微細化するため、溶接後の冷却の際にフェライトや上部ベイナイトが形成されやすくなり、強度が低下して疲労破壊の起点になる。また、焼戻し域では、焼戻しにより強度が低下し、疲労強度も低下する。つまり、ＨＡＺにおいてはその細粒域または焼戻し域での疲労強度が支配的となる。

そこで、ＨＡＺの細粒域を模擬するため、上記母材相当の熱延鋼板を熱処理シミュレータで９５０℃まで３０℃／ｓの昇温速度で加熱した後、直ちに３０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却して細粒域模擬材とした。また、ＨＡＺの焼戻し域を模擬するため、上記母材相当の熱延鋼板を熱処理シミュレータで７００℃まで３０℃／ｓの昇温速度で加熱した後、直ちに３０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却して焼戻し域模擬材とした。これら細粒域模擬材と焼戻し域模擬材については、上記母材相当の熱延鋼板と同様にして疲労試験を行ったが、疲労限度が存在しなかったため、２×１０^６回で未破断となる時間強度を疲労強度とした。

これらの測定結果を表３に示す。

表３に示すように、鋼Ｎｏ．１、２、５、１５〜２０はいずれも、本発明の成分組成の範囲を満足する鋼種を用い、推奨の熱間圧延条件で製造した結果、本発明の組織規定の要件を充足する発明鋼であり、母材の機械的特性（引張強度、伸びフランジ性、９０°曲げ性）およびＨＡＺの疲労強度は全て合格基準を満たしており、曲げ加工性と溶接継手の疲労特性を兼ね備えた熱延鋼板が得られることが確認できた。

これに対し、鋼Ｎｏ．３、４、６〜１４は本発明で規定する成分組成および組織の要件のうち少なくともいずれかを満足しない比較鋼であり、母材の機械的特性（引張強度、伸びフランジ性、９０°曲げ性）およびＨＡＺの疲労強度のうち少なくともいずれかが合格基準を満たしていない。

例えば、鋼Ｎｏ．３は、成分組成の要件は満たしているものの、熱延時の最終圧下率が推奨範囲を外れて低すぎ、表層部の結晶粒が粗大化し、ＨＡＺの疲労強度が劣っている。

また、鋼Ｎｏ．４は、成分組成の要件は満たしているものの、熱延時の加熱温度、仕上げ圧延温度、急冷停止温度、巻き取り温度が推奨範囲を外れて、いずれも低すぎ、母材組織においてフェライトが不足する一方、マルテンサイト＋残留オーステナイトが過剰になり、９０°曲げ加工性、ＨＡＺの疲労強度ともに劣っている。

また、鋼Ｎｏ．６（鋼種ｃ）は、ＲＥＭ含有量が低すぎるとともに、熱延時の最終圧下率が推奨範囲を外れて低すぎ、非金属介在物量が過剰になるとともに、表層部の結晶粒が粗大化し、９０°曲げ加工性、ＨＡＺの疲労強度ともに劣っている。

また、鋼Ｎｏ．７（鋼種ｄ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、ＲＥＭ含有量が高すぎ、非金属介在物量が過剰になり、９０°曲げ加工性、ＨＡＺの疲労強度ともに劣っている。

また、鋼Ｎｏ．８（鋼種ｅ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ｃ含有量が低すぎ、９０°曲げ加工性が劣っている。

一方、鋼Ｎｏ．９（鋼種ｆ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ｃ含有量が高すぎ、９０°曲げ加工性が劣っている。

また、鋼Ｎｏ．１０（鋼種ｇ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ｓｉ含有量が高すぎ、フェライトが過剰になる一方でベイナイトが不足し、９０°曲げ加工性が劣っている。

また、鋼Ｎｏ．１１（鋼種ｈ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ｍｎ含有量が低すぎ、９０°曲げ加工性が劣っている。

一方、鋼Ｎｏ．１２（鋼種ｉ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ｍｎ含有量が高すぎ、フェライトが不足する一方でマルテンサイト＋残留オーステナイトが過剰になり、９０°曲げ加工性が劣っている。

また、鋼Ｎｏ．１３（鋼種ｊ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ａｌ含有量が低すぎ、マルテンサイト＋残留オーステナイトが過剰になり、９０°曲げ加工性が劣っている。

一方、鋼Ｎｏ．１４（鋼種ｋ）は、熱延条件は推奨範囲にあるものの、Ａｌ含有量が高すぎ、マルテンサイト＋残留オーステナイトが過剰になり、９０°曲げ加工性が劣っている。

［実施例２］
次に、構造体の強度解析について、既述の図１（ａ）〜（ｃ）に示す断面形状をもとに、汎用有限要素解析ソフト「ＡＢＡＱＵＳ」を用いてシミュレーション計算を行い、強度・剛性評価を実施した。なお、シミュレーション計算の前提条件としては、図１（ａ）〜（ｃ）に示す断面形状を有する角筒状構造体について、断面の外周形状を１辺５０ｃｍの正方形、部材の厚みを１ｃｍ、角筒状構造体の長さを２００ｃｍとして数値解析上のメッシュを作成し、溶接部の材料強度データとして、表３に示すＨＡＺ細粒域の疲労強度の値を入力し、限界疲労状態での構造体の剛性および座屈強度を評価した。表４に解析結果を示す。解析Ｎｏ．１は、従来の熱延鋼板相当の鋼Ｎｏ．６（表３参照）を用い、その平板４枚で構成した「（ａ）参考形態」（従来の４プレートブーム相当）について、強度解析を行ったものである。解析Ｎｏ．２は、本発明鋼板である鋼Ｎｏ．１（表３参照）を用い、その平板４枚で構成した「（ａ）参考形態」（従来の４プレートブーム相当）について、強度解析を行ったものである。また、解析Ｎｏ．３は、同じく本発明鋼板である鋼Ｎｏ．１を用い、それを９０°曲げ加工して形成したコの字状の曲げ加工部材２本で構成した「（ｂ）実施形態１」について、強度解析を行ったものである。また、解析Ｎｏ．４は、同じく本発明鋼板である鋼Ｎｏ．１を用い、それを９０°曲げ加工して形成したコの字状の曲げ加工部材１本と平板１枚とで構成した「（ｃ）実施形態２」について、強度解析を行ったものである。解析結果の剛性および座屈強度は、解析Ｎｏ．１の剛性および座屈強度を基準値としてともに「１．０」とし、相対値で表示したものである。

表４に示すように、比較鋼板に替えて発明鋼板を用いることで、従来の４隅に溶接部を配した４プレートブームの構造体であっても、剛性、座屈強度ともに向上するが（解析Ｎｏ．１→解析Ｎｏ．２）、発明鋼板をコの字状に曲げ加工した部材１本と平板状部材１枚とを組み合わせて、角筒状構造体を形成することで、剛性、座屈強度ともにさらに向上し（解析Ｎｏ．２→解析Ｎｏ．４）、発明鋼板をコの字状に曲げ加工した部材２本を用いて角筒状構造体を形成することにより、溶接部をコーナー部にでなく、平面部に配置することで、剛性、座屈強度ともにさらに向上する（解析Ｎｏ．４→解析Ｎｏ．３）ことが確認できた。

Claims

板厚が５〜２０ｍｍであり、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．２％、
Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ａｌ：０．００２〜０．１％、
ＲＥＭ：０．０００２〜０．０５％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
をそれぞれ含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、
全組織に対する面積率で、
フェライト：５０〜９０％、
ベイナイト：１０〜５０％、
マルテンサイト＋残留オーステナイト：１０％未満
からなる組織を有し、
ＪＩＳＧ０５５５（１９８８）に規格される「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」により測定された、Ａ系介在物、Ｂ系介在物およびＣ系介在物の合計量が０．０５％以下であり、
鋼板の表面から１ｍｍ深さまでの表層部の平均結晶粒径が５μｍ以下である
ことを特徴とする曲げ加工性と溶接継手の疲労特性を兼備した熱延鋼板。
成分組成が、さらに、
Ｖ：０．０００５〜０．１％、および／または、
Ｎｂ：０．０２〜０．２％
を含むものである請求項１に記載の熱延鋼板。
成分組成が、さらに、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上
を含むものである請求項１または２に記載の熱延鋼板。
請求項１〜３のいずれか１項に記載の熱延鋼板を、長手方向に沿って曲げ加工することにより幅方向断面がＬ字状またはコの字状に形成された曲げ加工部材を１または２本用い、前記１本の曲げ加工部材と１もしくは２枚の平板状部材の端部同士、または、前記２本の曲げ加工部材の端部同士を溶接接合することにより角筒状に形成することを特徴とする角筒状構造体の製造方法。