JPH11269602A - 材質ばらつきが少なくかつ溶接部低温靱性に優れた高強度高靱性鋼材およびその製造方法 - Google Patents

材質ばらつきが少なくかつ溶接部低温靱性に優れた高強度高靱性鋼材およびその製造方法

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JPH11269602A JP10073944A JP7394498A JPH11269602A JP H11269602 A JPH11269602 A JP H11269602A JP 10073944 A JP10073944 A JP 10073944A JP 7394498 A JP7394498 A JP 7394498A JP H11269602 A JPH11269602 A JP H11269602A
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Abstract

(57)【要約】 【課題】 材質ばらつきの少なく、かつ低温での溶接部
靱性に優れた高強度高靱性鋼材を安定して得る。 【解決手段】 鋼組成を、 Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未満、 Si：0.60wt％以下、 Mn：0.8 〜3.0 wt％、 Nb：0.005 〜0.20wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0050wt％および Al：0.005 wt％以下 を含有し、残部は実質的にFeの組成にすると共に、鋼組
織を、90％以上がベイナイトとなる組織とする。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、材質ばらつきが
少なくかつ溶接部低温靱性に優れた高強度高靱性鋼材お
よびその製造方法に関し、特に建築、海洋構造物、パイ
プ、造船、貯蔵、土木および建築機械等の分野に使用さ
れる、厚鋼板、鋼帯、形鋼または棒鋼などの鋼材につい
てその材質ばらつきを低減すると共に、溶接部靱性の有
利な向上を図ろうとするものである。
【０００２】
【従来の技術】厚鋼板に代表される肉厚の鋼材は、上述
したように様々な分野で使用され、これまでにもその高
強度化や高靱性化など種々の特性改善が図られてきた
が、近年では、これらの特性が厚み方向において均一で
かつ鋼材間でのばらつきが小さいことが要求されてい
る。
【０００３】例えば、「鉄と鋼第74年（1988）第６号」
の第11〜21頁には、建築物の高層化が進むにつれ、巨大
地震に対して建築物の変形によって振動エネルギーを吸
収し倒壊を防ぐ設計が採られるようになってきたことが
報告されている。具体的には、地震発生時に建築物の骨
組みを所定形状で崩壊させ、この骨組み材の塑性化によ
って建物の倒壊を防ぐものである。すなわち、地震発生
時に建築物の骨組みが、設計者の意図した挙動を示すこ
とが前提になり、建築物の柱や梁などの鋼材の耐力比を
設計者が完全に把握していることが必要となる。従っ
て、柱や梁などに用いる鋼板やＨ形鋼などの鋼材は均質
であることが不可欠であり、鋼材の強度ばらつきは大き
な問題となる。
【０００４】ここで、建築や造船などに供する鋼材に
は、高張力かつ高靱性が要求されるところから、この種
の鋼材は、制御圧延制御冷却法いわゆるTMCP法に従って
製造されるのが通例である。しかしながら、このTMCP法
によって肉厚の鋼材を製造した場合、圧延後の冷却処理
における冷却速度が厚み方向あるいは各鋼材間で異なる
ことに起因して鋼組織が変化し、得られた鋼材の厚み方
向あるいは各鋼材間で材質にばらつきが発生する場合が
ある。材質のばらつきとしては、とくに厚鋼板において
厚み方向に現れるものの他、Ｈ形鋼におけるウェブおよ
びフランジ間での冷却が不均一になってウェブおよびフ
ランジ間に現れるもの、または各ロット間に現れるもの
等がある。
【０００５】そこで、特開昭63−179020号公報では、成
分、圧下量、冷却速度および冷却終了温度を制御するこ
とによって、板厚方向断面における硬度差を小さくする
方法を提案している。しかしながら、厚鋼板、とりわけ
50mmを超えるような極厚鋼板の製造では、板厚方向にお
ける冷却速度分布が必然的に生じるために、上記の方法
によって板厚方向断面における硬度差を抑制することは
難しい。
【０００６】同様に、特開昭61-67717号公報では、極低
Ｃとすることによって、板厚方向の強度差を大幅に低減
しているが、同公報の図３に示されるように、特に極厚
鋼板において不可避に生じる、冷却速度の変化に伴う強
度のばらつきを解消するまでには至っていない。
【０００７】さらに、特開昭58-77528号公報には、Nbお
よびＢの複合添加によって安定した硬さ分布が得られる
ことが記載されているが、組織をベイナイトとするため
に冷却速度を15〜40℃/sの範囲に制御する必要がある。
しかしながら、冷却速度を板厚中心部においても厳密に
制御することが難しいところから、板厚方向に均一な組
織が得られず、強度がばらついたり、島状マルテンサイ
トが生成して、延性や靱性が劣化するという問題があっ
た。
【０００８】さらに、溶接性を向上させる手法として、
特開昭54−132421号公報には、極低炭素化を図ると共
に、ラインパイプ向けの高靱性を得るために 800℃以下
の仕上温度で圧延を行って、高張力ベイナイト鋼を製造
する方法が開示されている。しかしながら、この方法
は、低温域で圧延を終了するため、生産性が低いという
問題があり、また厚板等において条切りを必要とする場
合には、条切りに伴う歪みの問題も残されていた。
【０００９】これに対し、発明者らは、特開平８−1440
19号公報において、極低Ｃ化することによって材質のば
らつきを少なくした鋼材の製造方法を開示し、０℃にお
ける溶接熱影響部(HAZ）の耐衝撃特性に優れる鋼材を提
案した。しかしながら、この鋼材でも、−20℃において
は溶接熱影響部(HAZ）の耐衝撃特性が必ずしも良好とは
言えず、より一層の改善が望まれていた。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の要
望に有利に応えるもので、材質ばらつきが少ないのは言
うまでもなく、−20℃における HAZの耐衝撃特性に優れ
た高強度高靱性鋼材を、その有利な製造方法と共に提案
することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らの研究に
よれば、厚肉の鋼材、その典型である厚鋼板のばらつき
の原因は、冷却過程における、鋼板表面から中心部まで
の厚み方向の冷却速度の大幅な変化あるいは製造条件の
ばらつきによる冷却速度の変化から、鋼組織に変動が生
じることに起因していることが判明した。このような組
織変動を回避するためには、広い冷却速度範囲で均質な
組織を得ることが肝要である。
【００１２】そこで、発明者らは、製造条件が変化して
も均質な組織を得る手法に関して、原点に立戻って検討
を重ねたところ、合金成分を新たに設計し直すことによ
り、冷却速度の変化にかかわらず、厚み方向の組織を一
定として、材質のばらつきを格段に低減できることの知
見を得た。すなわち、極低Ｃの下に、NbおよびＢを適正
量添加することによって、組織を冷却速度に依存するこ
となくベイナイト組織に安定して変化させることがで
き、しかもこの鋼は、ベイナイト主体組織であるため十
分な強度が得られることを見出した。さらに、Ｃ量を極
端に少なくすると共に、Ｐcm（溶接割れ感受性組成）を
小さくし、また溶接部靱性に及ぼす成分の影響を調査し
た結果、低Alとすることが、低温での溶接部靱性を改善
するのに有効であることも併せて見い出した。この発明
は、上記の知見に立脚するものである。
【００１３】すなわち この発明の要旨構成は次のとお
りである。 １． Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未満、 Si：0.60wt％以下、 Mn：0.8 〜3.0 wt％、 Nb：0.005 〜0.20wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0050wt％および Al：0.005 wt％以下 を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、しかも鋼組
織の90％以上がベイナイト組織であることを特徴とする
材質ばらつきが少なくかつ溶接部靱性に優れた高強度高
靱性鋼材
【００１４】２．上記１において、鋼材がさらに Cu：0.05〜3.0 wt％、 Ti：0.005 〜0.20wt％および Ｖ：0.005 〜0.20wt％ のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になる
高強度高靱性鋼材。
【００１５】３．上記１または２において、鋼材がさら
に Ni：3.0 wt％以下、 Cr：0.5 wt％以下、 Mo：0.5 wt％以下、 Ｗ：0.5 wt％以下および Zr：0.5 wt％以下 のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になる
高強度高靱性鋼材。
【００１６】４．上記１，２または３において、鋼材が
さらにREMおよびCaのうちから選んだ少なくとも１種：
0.2 wt％以下を含有する組成になる高強度高靱性鋼材。
【００１７】５． Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未
満、 Si：0.60wt％以下、 Mn：0.8 〜3.0 wt％、 Nb：0.005 〜0.20wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0050wt％および Al：0.005 wt％以下 を含有する組成になる鋼片を、スラブ加熱後、熱間圧延
して高強度高靱性鋼材を製造するに際し、Ａc3〜1350℃
の温度に加熱後、 800℃以上の温度にて熱間圧延を終了
し、その後空冷または加速冷却することをを特徴とする
材質ばらつきが少なくかつ溶接部低温靱性に優れた高強
度高靱性鋼材の製造方法。
【００１８】６． Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未
満、 Si：0.60wt％以下、 Mn：0.8 〜3.0 wt％、 Nb：0.005 〜0.20wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0050wt％および Al：0.005 wt％以下 を含有する組成になる鋼片を、スラブ加熱後、熱間圧延
して高強度高靱性鋼材を製造するに際し、Ａc3〜1350℃
の温度に加熱後、 800℃以上の温度にて熱間圧延を終了
し、その後空冷または加速冷却したのち、 500℃以上、
800℃未満の温度域に再加熱して保持する析出処理を行
うことを特徴とする材質ばらつきが少なくかつ溶接部低
温靱性に優れた高強度高靱性鋼材の製造方法。
【００１９】７． Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未
満、 Si：0.60wt％以下、 Mn：0.8 〜3.0 wt％、 Nb：0.005 〜0.20wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0050wt％および Al：0.005 wt％以下 を含有する組成になる鋼片を、スラブ加熱後、熱間圧延
して高強度高靱性鋼材を製造するに際し、Ａc3〜1350℃
の温度に加熱後、 800℃以上の温度にて熱間圧延を終了
し、ついで析出温度域である 500℃以上、 800℃未満の
所定の温度域まで 0.1〜80℃/sの冷却速度で加速冷却し
たのち、この析出温度域において30ｓ以上等温保持する
かまたは当該温度域内において１℃/s以下の冷却速度で
30ｓ以上冷却する析出処理を行い、その後冷却すること
を特徴とする材質ばらつきが少なくかつ溶接部低温靱性
に優れた高強度高靱性鋼材の製造方法。
【００２０】
【発明の実施の形態】まず、この発明において鋼材の成
分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未満 Ｃは、冷却速度に依存せずにベイナイト単相とするため
に、0.001 wt％以上が必要である。一方、0.030 wt％以
上では、ベイナイト組織内部あるいはラス境界に炭化物
が析出し、冷却速度の変化に伴い炭化物の析出形熊が変
化するため、広い冷却速度範囲で一定の強度を得ること
が困難になる。
【００２１】Si：0.60wt％以下 Siは、0.60wt％を超えると溶接部靱性が劣化するため、
0.60wt％以下の範囲に限定する。
【００２２】Mn：0.8 〜3.0 wt％ Mnは、ベイナイト単相、特にベイナイト組織の体積率を
90％以上にするためには少なくとも 0.8wt％の添加が必
要であるが、3.0 wt％を超える添加は溶接による硬化が
著しく高まって溶接熱影響部(HAZ）における靱性劣化を
招くため、0.8〜3.0 wt％の範囲とする。
【００２３】Nb：0.005 〜0.20wt％ Nbは、特にＡr3を下げ低冷却速度側までベイナイト生成
範囲を広げる効果があり、安定してベイナイト組織を得
るために必要である。また、析出強化に寄与し、さらに
は靱性の向上にも有効である。これらの効果を期待する
には 0.005wt％以上が必要であるが、0.20wt％を超える
と靱性の向上効果は飽和に達し、むしろ不経済になるた
め、0.20wt％を上限とする。
【００２４】Ｂ：0.0003〜0.0050wt％ Ｂは、ベイナイト単相とするために0.0003wt％以上が必
要であるが、0.0050wt％を超えると、ＢＮが析出して溶
接性が劣化するため、0.0003〜0.0050wt％の範囲に限定
する。
【００２５】Al：0.005 wt％以下 Alは、この発明において重要な元素であり、発明者らの
研究によれば、このAl量が 0.005wt％を超えると HAZに
おける−20℃の靱性が損なわれるため、Al量は0.005 wt
％以下に抑制することが肝要である。図１に、Al含有量
と−20℃の再現HAZ シャルピー吸収エネルギーとの関係
について調べた結果を示す。なお、再現HAZ の熱サイク
ルは、1350℃に加熱後、 800℃から 500℃まで 300ｓで
冷却する条件であり、500 kJ/cm の溶接入熱に相当する
条件である。同図から明らかなように、Al含有量を 0.0
05wt％以下とすることによって−20℃における耐衝撃特
性は格段に向上している。
【００２６】この HAZ靱性の改善理由は、低Al化により
粗大なラス状ベイナイト組織の生成を抑え、粒状ベイナ
イトを含む比較的微細な粒状（ポリゴナル的な）フェラ
イトを含むベイナイト組織となったためである。すなわ
ち、通常のAl含有量では溶接熱により高温に曝され結晶
粒が粗大化し、冷却過程において粗大なラス状ベイナイ
ト組織に変態し HAZ靱性は劣化するが、低Al化すること
により、冷却過程においてラス状ベイナイト組織が生成
することなく結晶粒界にポリゴナル的なフェライトを含
む HAZ靱性の良好なベイナイト組織となったためであ
る。
【００２７】上記したような鋼組成に成分調整をするこ
とによって、製造条件とくに冷却速度にほとんど依存す
ることなしに、均質な組成、具体的には90％以上がベイ
ナイ卜の組成を得ることができる。図２に、この発明に
従う成分組成に調整した鋼（発明例）と、建築材料に用
いられる在来の鋼（従来例）について、製造工程におけ
る冷却速度を 0.1〜50℃/sの間で種々に変化させて得た
鋼板の引張り強さについて調査した結果を示す。同図に
示したとおり、この発明に従う成分組成に調整すること
によって、冷却速度に依存することなしに、一定した強
度が安定して得られている。
【００２８】特に、従来では予測できないほどの広い冷
却速度範囲にわたって、Y.S.およびT.S.値のばらつきを
低減することができた。この理由は、上述したとおり、
Ｃ量の制限、そしてMnおよびNb、さらにはＢの適量添加
が有効に寄与した結果と考えられる。従って、厚鋼板の
厚み方向で冷却速度が変化しても、冷却速度に依存して
強度が変化することがなく、厚み方向に材質ばらつきの
少ない厚鋼板を得ることができるのである。
【００２９】なお、発明例は、Ｃ：0.011 wt％、Si：0.
21wt％、Mn：1.55wt％、Nb：0.031wt％、Ｂ：0.0012wt
％およびAl：0.003 wt％を含み、残部はFeおよび不可避
的不純物の成分組成になり、一方従来例は、Ｃ：0.14wt
％、Si：0.4 wt％、Mn：1.31wt％、Al：0.024 wt％、N
b：0.015 wt％およびTi：0.013 wt％を含み、残部はFe
および不可避的不純物の成分組成になるものであった。
そして、同じ製造工程において、冷却速度を種々に変化
させて、厚み：15mmの厚鋼板を多数製造し、それぞれの
厚鋼板から採取した試験片にて引張り強さを測定した。
【００３０】以上、この発明の基本組成について説明し
たが、この発明では、さらに強度や靱性等の特性の一層
の向上を目指して、以下に述べるような元素を適宜添加
することができる。この時、既に獲得した均質な組織
は、新たな元素の添加に影響されることがほとんどない
ので、基本組成の場合と同様に、材質ばらつきの少ない
高強度・高靱性の厚鋼板を得ることができる。
【００３１】まず、強度の向上を図るために、析出強化
成分としてCu：0.05〜3.0 wt％を、さらにはTi：0.005
〜0.20wt％やＶ：0.005 〜0.20wt％をそれぞれ添加する
ことができる。なお、これらの析出強化成分を添加した
場合は、後述する析出強化処理を施すことにより、さら
なる強化が可能である。 Cu：0.05〜3.0 wt％ Cuは、析出強化および固溶強化を図るために添加する
が、3.0 wt％を超えると靱性が急激に劣化し、一方0.05
wt％未満では析出強化および固溶強化の効果が少ないた
め、0.05〜3.0 wt％の範囲とする。
【００３２】Ti：0.005 〜0.20wt％ Tiは、Ａr3を下げてベイナイト組織の形成を容易にする
だけでなく、TiＮの形成により溶接部靱性を向上させ、
さらには析出強化にも有効に寄与するが、含有量が 0.0
05wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.20wt％を
超えると靱性が劣化するため、 0.005〜0.20wt％の範囲
とする。
【００３３】Ｖ：0.005 〜0.20Wt％ Ｖは、析出強化のために 0.005wt％以上を添加するが、
0.20wt％を超えて添加してもその効果は飽和に達するた
め、 0.005〜0.20wt％の範囲とする。
【００３４】また、一層の強度向上を図るために、Ni：
3.0 wt％以下、Cr：0.5 wt％以下、Mo：0.5 wt％以下、
Ｗ：0.5 wt％以下およびZr：0.5 wt％以下のうちから選
んだ１種または２種以上を添加することができる。な
お、これらの成分は、徴量でも効果があるので、下限に
ついては特に限定しない。 Ni：3.0 wt％以下 Niは、強度および靱性を向上させ、またCuを添加した場
合には圧延時のCu割れを防止するのに有効であるが、高
価である上、過剰に添加してもその効果は飽和に達する
ので、3.0 wt％を上限として添加する。なお、0.05wt％
未満の添加では上記の効果が必ずしも十分に発揮される
とは限らないので、添加量は0.05wt％以上とすることが
好ましい。
【００３５】Cr：0.5 wt％以下 Crは、強度を向上させる効果があるが、0.5 wt％を超え
て添加すると溶接部靱性が劣化するため、0.5 wt％以下
の範囲で添加するものとした。なお下限は0.05wt％とす
ることが好ましい。
【００３６】Mo：0.5 wt％以下 Moは、常温および高温での強度を上昇させる効果がある
が、0.5 wt％を超えると溶接性が劣化するため、0.5 wt
％以下の範囲で添加する。とはいえ、0.05wt％未満の添
加では強度上昇効果が十分とはいえないので、少なくと
も0.05wt％添加することが好ましい。
【００３７】Ｗ：0.5 wt％以下 Ｗは、高温強度を上昇させる効果があるが、高価である
上、0.5 wt％を超えると靱性が劣化するので、0.5 wt％
以下の範囲で添加する。とはいえ、0.05wt％未満の添加
では強度上昇効果が十分とはいえないので、少なくとも
0.05wt％添加することが好ましい。
【００３８】Zr：0.5 wt％以下 Zrは、強度の上昇のみならず、亜鉛めっきを施した際の
耐めっき割れ性を向上させる効果があるが、0.5 wt％を
超えて添加すると溶接部靱性が劣化するため、0.5 wt％
以下の範囲で添加する。なお下限は0.05wt％とすること
が好ましい。
【００３９】さらに、 HAZの靱性向上を図るために、RE
M およびCaのうちから選んだ少なくとも１種を0.02wt％
以下で添加することができる。 REM : 0.02wt％以下 RBM は、オキシサルファイドとなってオーステナイト粒
の粒成長を抑制することにより、 HAZの靱性向上に寄与
するが、0.02wt％を超えて添加すると鋼の清浄度を損な
うため、0.02wt％以下とする。なお、0.001 wt％未満の
添加では上記した HAZ靱性の改善効果に乏しいので、添
加量は 0.001wt％以上とすることが好ましい。
【００４０】Ca：0.02wt％以下 Caは、HAZ の靱性向上に有効であるだけでなく、鋼中硫
化物の形熊制御により板厚方向の材質改善にも有効に寄
与するが、0.02wt％を超えて添加すると非金属介在物量
を増大させ内部欠陥の発生原因となるため、0.02wt％以
下とする。なお0.0005wt％未満の添加では上記効果が不
十分であるため、添加量は0.0005wt％以上とすることが
好ましい。
【００４１】次に、この発明の製造方法について説明す
る。この発明の鋼板は、上述した基本組成に成分調整を
行うことによって、均質な組織が得られるため、製造条
件を厳密に制御する必要はなく、この種の鋼板を製造す
る際の通例に従って製造すればよい。例えば、上述した
好適組成に成分調整した鋼スラブを、Ａc3〜1350℃の温
度に加熱後、800 ℃以上の温度で圧延を終了し、その後
空冷あるいは加速冷却を施す工程が推奨される。すなわ
ち、加熱温度がＡc3未満では完全にオーステナイト相と
することができずに均質化が不十分となり、一方1350℃
を超えると表面酸化が著しくなるため、Ａc3〜1350℃の
温度域に加熱することが好ましい。また、圧延仕上げ温
度が 800℃に満たないと、圧延能率が低下するため、80
0℃以上とすることが好ましい。
【００４２】次に、圧延後の冷却は、従来のように厳密
に管理する必要はなく、空冷または加速冷却のいずれで
も可能であるが、冷却速度は 0.1〜80℃/sの範囲とする
ことが好ましい。というのは、80℃/sを超える冷却速度
で冷却を行うと、ベイナイト・ラス間隔が密になり強度
が冷却速度に依存して上昇し勝ちとなり、一方 0.1℃/s
未満ではフェライ卜が生成しベイナイト単相となりにく
いからである。
【００４３】また、製造方法においても、種々の処理工
程を付加することによって、上記した添加成分の場合と
同様に、強度や靱性のレベルを適宜コントロールするこ
とができる。まず、Ａc3〜1350℃の温度に加熱後の圧延
過程において、800 ℃以上の温度域にて圧延を終了する
ことによって、靱性の向上を図ることができる。
【００４４】さらに、強化成分として、CuやTi，Ｖ等を
添加した場合は、圧延を終了したのち、析出処理温度域
である 500℃以上、 800℃未満の所定温度まで 0.1〜80
℃/sの冷却速度で加速冷却したのち、該所定温度におい
て30ｓ以上等温保持するか、または当該温度域内におい
て１℃/s以下の冷却速度で30ｓ以上冷却する析出処理を
行うことが、強度の向上に有効である。すなわち、圧延
終了から析出処理温度までの冷却における速度が 0.1℃
/s未満ではベイナイト組織中にフェライトが生成し、ー
方80℃/sを超えるとベイナイト・ラス間隔が密になり強
度が冷却速度に依存して上昇するようになるので、冷却
温度は 0.1〜80℃/sの範囲とする。
【００４５】ついで、この加速冷却後、 500℃以上、 8
00℃未満の温度範囲で30ｓ以上の等温保持または当該温
度域内において１℃/s以下の冷却速度で30ｓ以上冷却す
る析出処理を行うことにより、Cu，Ti（ＣＮ）およびＶ
（ＣＮ）のいずれか１種または２種以上、さらにはNb
（ＣＮ）を析出させ、強度の上昇を図ることができる。
また、この析出処理により組織の均一化が図られ、板厚
方向の材質ばらつきもさらに改善される。ここで、析出
処理の温度が 800℃以上になると、析出成分が溶解した
ままで析出が起こりにくくなるので、十分な析出を図る
には 800℃未満で析出処理を行う必要がある。一方 500
℃未満では析出反応が起こりにくいため、温度範囲は 5
00℃以上、 800℃未満とした。また、保持時間を30ｓ以
上としたのは、30ｓ未満では十分な析出強化ができない
ためである。また、当該温度範囲内で１℃/s以下の冷却
速度で30ｓ以上保持することによっても析出強化が得ら
れ、１℃/sを超えた冷却速度では十分な析出強化が得ら
れない。なお、十分に析出強化をさせるためには 0.1℃
/s以下の冷却速度とすることが望ましい。
【００４６】さらに、上記の析出処理を、圧延に続く冷
却後に行うこともできる。すなわち、冷却後に 500℃以
上、 800℃未満の温度域に再加熱して保持すればよい。
【００４７】
【実施例】実施例１ 表１に示す種々の成分組成に調整した鋼スラブを、1150
℃に加熱後、総圧下率が74％になる圧延を仕上げ温度：
800 ℃で終了し、その後加速冷却（冷却速度：７℃/s）
を行って、厚さ：80mmの厚鋼板を製造した。かくして得
られた各厚鋼板について、引張試験およびシャルピー試
験を行ってその機械的性質を調査すると共に、厚み方向
の強度のばらつきを評価するため、鋼板断面の硬さを表
面より２mmピッチにて測定して板厚方向の硬さ分布を調
査した。さらに、 HAZの靱性を評価するために、鋼板を
1350℃に加熱後、 800℃から500 ℃まで 300ｓで冷却す
る熱サイクル（500 kJ/cm の入熱量で溶接したときのHA
Z の熱履歴に相当）を施してから、シャルピー試験片を
採取し、−20℃でのシャルピー吸収エネルギーを測定し
た。これらの各調査結果を、表２に示す。
【００４８】
【表１】
【００４９】
【表２】
【００５０】表２に示したとおり、この発明に従う厚鋼
板は、400 MPa 以上の引張強さを有しかつ組織が均一に
なるため、厚み方向の硬さのばらつきが比較例に比べて
極めて小さく、硬さの最大値と最小値の差がＨV で20以
内となることが判る。なお、ベイナイト組織の体積率は
400倍で撮影した光学顕微鏡写真により、点算法で測定
した。
【００５１】実施例２ 表３に示す種々の成分組成に調整した鋼スラブを、表４
に示す種々の条件で処理し、厚さ：80mmの厚鋼板を製造
した。かくして得られた各厚鋼板について、実施例１と
同様に、引張試験およびシャルピー試験を行って機械的
性質を調査すると共に、厚み方向の強度のばらつきも調
査した。これらの調査結果を、表５に示す。
【００５２】
【表３】
【００５３】
【表４】
【００５４】
【表５】
【００５５】表５に示したとおり、この発明に従う厚鋼
板は、400 MPa 以上の引張強さを有しかつ組織が均一に
なるため、厚み方向の硬さのばらつきが比較例に比べて
極めて小さいことが判る。また、析出強化元素を添加す
ると共に、析出強化処理を施すことにより、表２に特性
を示した析出強化元素を添加していない発明例に比較し
て、強度の向上が達成されていることが判る。
【００５６】かくして、この発明によれば、材質ばらつ
きの少なく、かつ−20℃の HAZ部における耐衝撃特性が
優れた高強度高靱性鋼材を安定して得ることができる。
なお、この発明は、厚鋼板のみならず、形鋼や棒鋼等の
分野においても有利に適合するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、厚鋼板におけるAl含有量と再現溶接熱
影響部の−20℃におけるシャルピー吸収エネルギーとの
関係を示したグラフである。
【図２】厚鋼板における冷却速度と強度との関係を示し
たグラフである。
フロントページの続き (72)発明者 川端 文丸 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 天野 虔一 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内

Claims (7)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未満、 Si：0.60wt％以下、 Mn：0.8 〜3.0 wt％、 Nb：0.005 〜0.20wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0050wt％および Al：0.005 wt％以下 を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、しかも鋼組
    織の90％以上がベイナイト組織であることを特徴とする
    材質ばらつきが少なくかつ溶接部靱性に優れた高強度高
    靱性鋼材
  2. 【請求項２】 請求項１において、鋼材がさらに Cu：0.05〜3.0 wt％、 Ti：0.005 〜0.20wt％および Ｖ：0.005 〜0.20wt％ のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になる
    高強度高靱性鋼材。
  3. 【請求項３】 請求項１または２において、鋼材がさら
    に Ni：3.0 wt％以下、 Cr：0.5 wt％以下、 Mo：0.5 wt％以下、 Ｗ：0.5 wt％以下および Zr：0.5 wt％以下 のうちから選んだ少なくとも１種を含有する組成になる
    高強度高靱性鋼材。
  4. 【請求項４】 請求項１，２または３において、鋼材が
    さらにREMおよびCaのうちから選んだ少なくとも１種：
    0.2 wt％以下を含有する組成になる高強度高靱性鋼材。
  5. 【請求項５】Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未満、 Si：0.60wt％以下、 Mn：0.8 〜3.0 wt％、 Nb：0.005 〜0.20wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0050wt％および Al：0.005 wt％以下 を含有する組成になる鋼片を、スラブ加熱後、熱間圧延
    して高強度高靱性鋼材を製造するに際し、 Ａc3〜1350℃の温度に加熱後、 800℃以上の温度にて熱
    間圧延を終了し、その後空冷または加速冷却することを
    を特徴とする材質ばらつきが少なくかつ溶接部低温靱性
    に優れた高強度高靱性鋼材の製造方法。
  6. 【請求項６】Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未満、 Si：0.60wt％以下、 Mn：0.8 〜3.0 wt％、 Nb：0.005 〜0.20wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0050wt％および Al：0.005 wt％以下 を含有する組成になる鋼片を、スラブ加熱後、熱間圧延
    して高強度高靱性鋼材を製造するに際し、 Ａc3〜1350℃の温度に加熱後、 800℃以上の温度にて熱
    間圧延を終了し、その後空冷または加速冷却したのち、
    500℃以上、 800℃未満の温度域に再加熱して保持する
    析出処理を行うことを特徴とする材質ばらつきが少なく
    かつ溶接部低温靱性に優れた高強度高靱性鋼材の製造方
    法。
  7. 【請求項７】Ｃ：0.001 wt％以上、0.030 wt％未満、 Si：0.60wt％以下、 Mn：0.8 〜3.0 wt％、 Nb：0.005 〜0.20wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0050wt％および Al：0.005 wt％以下 を含有する組成になる鋼片を、スラブ加熱後、熱間圧延
    して高強度高靱性鋼材を製造するに際し、 Ａc3〜1350℃の温度に加熱後、 800℃以上の温度にて熱
    間圧延を終了し、ついで析出温度域である 500℃以上、
    800℃未満の所定の温度域まで 0.1〜80℃/sの冷却速度
    で加速冷却したのち、この析出温度域において30ｓ以上
    等温保持するかまたは当該温度域内において１℃/s以下
    の冷却速度で30ｓ以上冷却する析出処理を行い、その後
    冷却することを特徴とする材質ばらつきが少なくかつ溶
    接部低温靱性に優れた高強度高靱性鋼材の製造方法。
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