WO2006022053A1

WO2006022053A1 - 溶接性および靭性に優れた引張り強さ５５０MPa級以上の高張力鋼材およびその製造方法

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Publication number: WO2006022053A1
Application number: PCT/JP2005/008655
Authority: WO
Inventors: Yasushi Hasegawa; Naoki Saitou; Youichi Tanaka
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-08-24
Filing date: 2005-05-02
Publication date: 2006-03-02
Anticipated expiration: 2007-02-24
Also published as: CN101006192A; JP2006063348A; US8882936B2; CN100476005C; US20110129381A1; JP4358707B2

Abstract

本発明は、溶接熱影響部の強度と靭性を同時に母材と同等に高めることのできる、引張り強さ550MPa級以上の高張力鋼材およびその製造方法を提供するもので、質量％で、Ｃ＝0.005～0.10％、Ｗ＝0.10～3.0％、Nb＝0.010～0.080％、Ｖ＝0.010～0.50％を含有し、Tiを0.005％未満に制限し、EC＝２［Ｃ］−［Nb］／９−［Ｖ］／12＞0.020を満たし、鋼材中に含まれるＷの析出量が、定電位電解抽出残渣を蛍光Ｘ線分析によって定量分析して得られる分析値において0.0050％以下であり、鋼の断面における組織構成の60％以上がベイナイト組織であることを特徴とする、溶接性および靭性に優れた引張り強さ550MPa級以上の高張力鋼材、およびその製造方法である。

Description

溶接性および靭性に優れた引張り強さ 550MPa級以上の高張力鋼材およびその製造方法

技術分野

本発明は、引張り強さが 550MPa以上と高く、詳しくは鋼板の圧延明

方向の引張り強さが 550MPa以上であり、各種構造用材料あるいは機械用部品として、組み立て、建造の際に主に溶接を適用し、その継手特性にも母材と同等の仕様が必要で書ある高張力鋼、例えば造船、橋梁、建築用各種鋼材、さらには室温以下の温度で使用する耐圧貯蔵容器の製造に際して使用する鋼材に関する。

背景技術

炭素含有量が 0. 3 %以下のいわゆる低炭素鋼は、加工性と溶接性に優れ、多くの構造物で使用される。建築物、車両、船舶、産業用機械などはこれら低炭素鋼で骨格、あるいは内隔ないしは外殻を構成し、構造体が必要とする強度を主に担う。 Cを低減した「軟鋼」では、その強度を極力高めて構造体の重量を軽減するための技術開発が盛んに行われてきた。溶接構造でなる構造体は、鋼の比強度（単位質量あたりの強さ）を上げることで大型化もしくは構造の複雑化、さらには強度が高いことで得られる安全性を獲得してきた。

しかし、低炭素鋼の強度上昇には炭素以外の合金元素の大量添加が必要であったり、あるいは鋼の製造に際して厳格に結晶組織を制御するための装置の複雑化を伴うなど、高強度化あるいは加工性を得る代わりに生産性の低下や生産コス卜の上昇を伴うという問題があった。特に近年は、構造体製造時に不可避の溶接施工工程を極力短縮することが試みられ、溶接入熱を増大させる技術の開発が進められた。その結果、溶接時の入熱は 5万 J / cmを超えることが多くなり、一部には 1 0万 J Z cnu 建築物では 20万/ cmを超える入熱での溶接さえ実施されている。こうした高い溶接入熱の場合、被溶接材料は大きな熱影響を受け、溶融金属の直近では 1400°Cもの高温にさらされ、また鋼の A 3変態点である 900°C以上の温度にさらされる、いわゆる「溶接熱影響部」の幅が広くなる。

その結果、この溶接熱影響部では、厳格に組織を制御して製造した低炭素鋼の組織が、大きな溶接入熱による昇温と、その後の溶接継手の冷却速度とで決まる制御不可能な組織形態に変質することになる。溶接後に残留応力除去のための焼き鈍し程度の熱処理は施されるにせよ、そうした熱処理は変態点以上への再加熱ではないことから、変質した組織を改善させることは困難である。

こうした溶接熱影響部においても、構造体は溶接熱影響のない健全部と同様な特性を極力維持することが求められるため、結局はこの溶接熱影響部での鋼材の特性発揮が最重要課題となり、その確保のための技術開発が材料開発の主要課題となった。

結晶組織、特に溶接ボンド近傍の旧 y粒径の増大を防止すべく、高温で分解しにくい窒化物や酸化物を利用した鋼材に関する発明が特公昭 57— 19744号公報および特許第 3256118号などで記載されている。しかし、本発明で対象とする、強度が 550MPa以上で、組織の構成が 60 %以上べィナイトである高張力鋼においては、これらの発明を適用しても、材料の強度を発現するために実施した結晶組織の製造時における上述の形態、すなわち母材と同等の結晶粒径、転位密度、析出物の分散密度は溶接時の熱影響によつて再変態を経過することによつて変化してしまうために再現することが困難であり、母材と同等の靭性が確保できる場合でもこうした熱影響部での強度を母材と同等にすることが困難となるという課題が未解決であった。一方で、 Niや Cr， Moなどを添加して、鋼材の焼き入れ性を向上し、強度を確保する手法も当然、合金設計の考え方としては妥当である。しかし、 Niや Moは高価な元素であって、工業的には構造用鋼に例えば 5 %を超えて大量添加することは実用的ではない。コス卜の大幅上昇を嫌って、添加量を制限する場合には効果が少なく、コスト増が問題となるため、実用的な解決策にはなりがたい。また、 Cr は析出脆化を起こしやすく、強度上昇と引き替えに靭性を失ってしまう。 Nb， V , Tiなどの元素を大量に添加した場合でも同様であり、高張力鋼の熱影響部の特性をバランス良く得ようとする場合には、工業的にほとんど手詰まりの状態となっていた。

一方で、その機構は不明であるが、 Wを添加し、材料の強度向上を図る技術については、耐熱鋼を中心に多くの技術が開発されている。特開平 10— 46290号公報、特開平 8—225884号公報および特開平 9—217146号公報には Crを 0. 8%以上含有する耐熱鋼において、そのクリーブ破断強度を向上させる目的で Wを 0. 01〜3. 5%含有する鋼材についての発明が記載されている。ただし、これらはいずれもクリーブ特性の向上が趣旨であって、その溶接熱影響部における強度と靭性の両立については、耐熱鋼の仕様温度が最低でも 400°C 以上であるために靭性に対する要求がほとんど無く、あっても施工時の割れ、あるいは水圧試験時の損傷を対象としたものであり、また元来耐熱鋼で構成される高温高圧の発電プラントあるいは石油化学プラントでは入熱の高い溶接条件は、溶接継ぎ手の脆化を懸念して、これを全く採用しない。従って、 Wの添加は大入熱の溶接熱影響部特性を制御するためのものではなく、また鋼中での存在形態も当然異なっていて、本発明の対象とする室温以下での構造体に施される大入熱溶接の熱影響部における特性確保を考慮しておらず、その化学成分構成が原因となり、仮に大入熱溶接を適用した場合には必然的に靭性は著しく低下することが通例であった。

また、室温以下で使用される構造用材料に Wを添加する技術については、他の鋼材の特性向上を図るために適用されている例がある。特許第 2633743号公報には結晶粒径を微細に制御する厚銅板の製造方法に関する発明の開示があり、 Wを 2. 0 %以下の範囲で添加する鋼材に関する発明の記載がある。しかし、この場合には Wを材料の焼入れ性向上の目的で添加しているため、その析出割合に関しての記載が無く、従って固溶強化を効果的に利用する技術については全く知見されていない。特開平 4— 350119号公報では鋼板の幅方向温度分布を制御して鋼板の板面内結晶粒を至る所均一に制御する方法に関する発明の記載があるが、やはりこの場合にも Wの添加は焼入れ性向上が目的であって、析出量を制限する技術の記載がない。すなわち Wの固溶強化を積極的に利用する技術の記載がない。同様に特開平 9 — 271806号公報では鋼板表面のスケール均一性を目的とした鋼板の製造方法と鋼板に関する発明の記載があるものの、上記の技術と全く同様に Wの析出制御に関する知見が無く、固溶強化の積極的利用は考慮されていない。

特開平 7 — 331382号公報および特開 2003— 3229号公報では溶接熱影響部の疲労強度を向上させる発明に関する記載があり、 Wを 0. 01 〜2. 0 %添加し、析出強化または固溶強化で作用させる記載がみられる。しかし、その析出割合に対しての言及はなく、金属間化合物としての析出も全く知見しておらず、単に Wを添加することで鋼材強度の向上を目的としたものであり、当然析出量の制御がなされない場合はこれら技術を用いても、本発明の課題である 550MPa級鋼の強度と靭性を母材と溶接部ともに達成することは上述の理由から困難である。一方、 Tiと Wを同時に添加し、 Wを析出させて強化に寄与させる発明に関しての記載が特開 2003— 313630号公報に見られる。しかし、 Tiと Wとを同時添加する技術的思想は特許第 2987735号公報にも記載があって、さらに熱処理で組織を制御する方法を併記してはいるが、安定な Ti— W— Cの析出物の分解などは、その性質上生じるはずもなく、むしろ析出量を規定して有効利用する旨の知見があるのみである。

従って以上述べてきたように、従来技術にある高張力鋼の合金設計において Wは常に析出強化により材料強度を向上させることを第一の作用 ' 効果として用いる発明に関するもののみであり、これらの発明では必然的に溶接熱影響部での析出物による脆化は避けがたく、強度 550MPa以上の高張力鋼における溶接の熱影響部において母材と同様な強度と靭性特性を確保することは実現することができないという課題が残されていた。発明の開示

本発明は、従来の高張力鋼が抱える問題点、すなわち低炭素鋼の強度靭性バランスを調質して製造する引張り強さが 550MPa級以上の鋼材において、溶接熱影響部の強度と靭性を同時に母材と同等に高めることが困難であるという問題点を解決する鋼材を提案し、さらにその化学成分を有する鋼において強度と靭性バランスを常に安定して得るための製造方法についても同時に提供する。

本発明は上記のような従来鋼の課題、すなわち引張り強さ 550MPa 以上の高靭性高張力鋼であって、入熱が 5万 J / cmを超える大入熱溶接の熱影響部の靭性を確保することを必須とする鋼材において、継手と母材の強度、靭性を同等とするためになされたものであって、その要旨とするところは以下の通りである。 ( 1 ) 質量⁰ /oで、 C : 0· 005〜0.10%、 Si : 0· 01〜0.40%、 Μη： 0.1 0〜3.0%、 Α1 ： 0.010〜0.10%、 W ： 0.10〜3.0%、 V ： 0.010~0.5 0%、 Nb : 0.010〜0.080%を含有し、不純物として Ρ、 S、 N、 O

、 Tiを、 P : 0.020%以下、 S ： 0.0040%以下、 N ： 0.006%以下、 O ： 0.0060%以下、 Ti ： 0.005%未満に制限し、下記（ 1 ) 式の EC 値が 0.020超であり、残部が Feおよび不可避的不純物よりなり、鋼材中に含まれる Wの析出量が、定電位電解抽出残渣を蛍光 X線分析によつて定量分析して得られる分析値において 0.0050%以下であり、鋼の断面における組織構成の 60%以上がべィナイト組織であることを特徴とする、溶接性および靭性に優れた引張り強さ 550MPa級以上の高張力鋼材。

EC= 2 [ C] - [Nb] / 9 - [V] /\2 ■■■ ( 1 )

ここで、 [ C] 、 [Nb] 、 [V] は各成分の質量⁰ /₀である。

( 2 ) さらに、質量⁰ /₀で、 Ni ： 0.010〜0.50%、 Cu： 0.010~0.50% 、 Co ： 0.010〜0,50%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 ) に記載の溶接性および靭性に優れた引張り強さ 550MPa級以上の高張力鋼材。

( 3 ) さらに、質量⁰ /。で、 Cr ： 0.020〜ひ.60%、 Mo ： 0.010〜 0.50% の 1種または 2種を含有し、上記（ 1 ) 式に代え、下記（ 2 ) 式の EC値が 0.020超であることを特徴とする、上記（ 1 ) または（ 2 ) に記載の溶接性および靱性に優れた引張り強さ 550MPa級以上の高張力鋼材。

EC= 2 [ C ] - [Nb] / 9 - [V] ノ 12— [M] ··· ( 2 ) ただし、 [M] = [Cr] /23+ [Mo] Z91、

ここで、 [ C] 、 [Nb] 、 [V] 、 [Cr] 、 [Mo] は各成分の質量％である。

( 4 ) さらに、質量⁰ /₀で、 B ： 0: 0003〜0.0035%、 Ca : 0.0003〜0. 0045%、 Mg： 0.0003〜0.0045%、 Y ： 0.001— 0.050% , Ce： 0.001 〜0.050%、 La： 0.001〜0.050%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 ) ないし（ 3 ) のいずれか 1項に記載の溶接性および靭性に優れた引張り強さ 550MPa級以上の高張力鋼材

( 5 ) 上記（ 1 ) ないし（ 4 ) のいずれか 1項に記載の成 ¾·を有する鋼片を、常法により、加熱しまたは铸造後の顕熱により加熱することなく、粗圧延、仕上圧延を行い、その直後に 1 °CZ s以上の冷却速度で加速冷却しまたは放冷することによりべイナィト組織を得、さらに、 200〜700°Cの温度域に加熱所要時間 1 〜240分で昇温し、該温度域に 10分以上 10時間以下保持した後、 l °CZ s以上の冷却速度で加速冷却しまたは放冷することを特徴とする、鋼の断面における組織構成の 60%以上がべィナイト組織であり、鋼材中に含まれる Wの析出量が、定電位電解抽出残渣を蛍光 X線分析によって定量分析して得られる分析値において 0.0050%以下である、溶接性および靭性に優れた引張り強さ 550MPa級以上の高張力鋼材の製造方法。図面の簡単な説明 °

図 1 は、 Wの析出を制限するための化学成分規制パラメータ EC値と析出 W量の関係を示す図である。

図 2は、鋼板試験片から特性評価用試験片を採取する要領を示す図である。発明を実施するための最良の形態

本発明の 550MPa級以上の強度を有する、母材および溶接継手の双方で靭性に優れた鋼材とその製造方法について説明する。

先ず、本発明の目的を達成するために、鋼材中に基本成分として含有する化学成分および不可避的不純物として制限すべき化学成分の限定理由について説明する。なお、以下の説明において特に説明のない限り、「％」は「質量％」を意味するものとする。

C ： Cは鋼材の組織を形成し、その強度を決定する上で厳密に制御する必要のある重要な元素である。本発明ではその引張り強さが

550MPa以上である高張力鋼に関しているため、組織はべイナィ卜、あるいはマルテンサイトおよびべィナイ卜とマルテンサイ卜の混合組織であることが望ましい。この観点から鋼材の製造時における冷却速度、他の合金添加元素を勘案して、その下限を 0. 005%に限定した。 0. 005 %未満の炭素量では強度の低下が生じ、本発明の目的とする高張力鋼は得られない。また、 Cを 0. 10%を超えて添加する場合、本発明の最大の特徴である Wを固溶状態にとどめおく目的が達成できない場合があることから、その添加上限を 0. 10%とした。なお、 C含有量下限は、下記（ 1 ) ，（ 2 ) 式の EC値によっても規制される。

S i ： S iは鋼材の製造において、脱酸ないしは粒内固溶強化に有効である。その効果は 0. 01 %から発現し、 0. 40 %を超えて添加すると基材である鉄との原子半径差に起因する強化作用が大きくなりすぎるためにかえって靭性を損なう場合があることから、その添加上限を 0. 40 %とした。

Mn ： Mnは鋼材の焼入れ性を高めて組織による強化に利用できる元素である。その効果は 0. 10%から発現し、 3. 0%を超えて添加すると铸造工程において強偏析を生じてインゴッ卜の損壊を招聘する場合があることから、その添加範囲を 0. 10〜3. 0%に限定した。

A 1 ： A 1は強い脱酸効果を有し、本発明鋼の出鋼脱酸時あるいは二次精練時に鋼中酸素濃度を制御することができる。加えて、脱酸以外にも窒素との親和力が高く、鋼中窒素濃度を制御する能力を有する。本発明鋼では意図的に T iを制限して鋼中に析出しないように配慮しているが、 A1が窒素を固定することで、 T iの窒化物としての析出は実質的に皆無となることから、 A1は単なる脱酸を目的として添加するだけではなく、鋼中窒素の制御元素、ひいては T iの析出を制限することに特徴を有している。その効果は 0. 010%から顕著となり、 0. 10%を超えて添加する場合、鋼中に A1酸化物（主に A1₂ 0₃ ) のクラスターを生成して、かえって鋼材の靭性を損なうことから、その添加範囲を 0. 010〜 0. 10 %に制限した。

W ： Wは本発明鋼の主要必須添加元素であり、固溶状態で存在させることで発明の効果を発揮する。固溶元素として基材格子にひずみを与え、強化するのに必要な最低添加量が 0. 10%であり、 3. 0 % を超えて添加することは、ミク口偏析を助長して組織均一性が失われ、ペイナイト組織を均一に得られない場合があり、靭性を劣化させることから、その添加範囲を 0. 10〜 3. 0%に限定した。なお、 W を添加して固溶状態で留めおくためには Wの添加量を単に規制するだけでは難しく、後述する EC値を 0. 020超として Wが炭化物中に部分的に取り込まれないようにする必要がある。

Nb： Nbは鋼中で炭素と結合して鋼材の変態挙動に影響を与える。特に AC 3点以下の温度で鋼材を圧延する場合に、組成的過冷却状態にあるオーステナイト相の再結晶を抑制する効果に優れ、加えて熱処理時に析出した場合には析出強化にも有効である。その添加は 0. 010%未満では効果がなく、 0. 080 %を超えて添加する場合'には、粗大な炭化物として結晶粒界に析出する傾向があり、その場合に本発明の最大の特徴である固溶 Wが Nbの一部を置換して炭化物中に固溶することで間接的に析出する場合があることから、その添加上限を 0. 08%に限定した。

V ： Vは Nbと同様に炭化物として析出するが、主に 500°C以下の冷却中に、あるいは熱処理時に析出することで析出強化作用を通じて鋼材を強化する。また、析出しない状態にある Vは鋼材の焼き入れ性を高め、低温変態を誘引し、強度向上に貢献する。その添加量は 0.010%から発現し、 0.50%を超えて添加する場合には粗大な粒界炭化物として析出し、これも同様に一部が Wと置換するため、 W を固溶状態に留めおくことを特徴とする本発明の効果を減ずることから、その添加範囲を 0.010〜0.50%に制限した。

本発明は、鋼材中に含まれる Wの析出量が 0.0050%以下であることを特徴とする。 Wの析出量が 0.0050%以下の場合に、 Wの固溶強化の機能が十分に発揮されるからである。また、鋼材の W析出量が 0.0050%以下であると、溶接熱影響部の W析出をも抑えることができる。このための目標値として析出 W量は、定電位電解抽出残渣の湿式定量分析結果によって絶対値を測定する場合において、 0.0050 質量％以下であることと規定している。本発明では添加した Wの少なくとも 95%以上を固溶状態で活用する。一方、 Wの析出量を 0.00 50%以下とするためには、 Nbや Vなどの強い炭化物形成能を有する添加元素は単独に上限値を限定するだけでは不十分であり、 Wの析出を安定して防止することができない。 W析出量を 0.0050%以下とするための本発明の第 1 の特徴は、炭素との間に下記（ 1 ) 式に示す EC値が 0.020超となるように、同時に連関した制限を加えることにある。

EC= 2 [ C %] - [Nb%] / 9 - [V%] /12 ··· ( 1 ) この値は、実験的に得られた経験式の計算値であり、この不等式を満足するように C， Nb, Vの添加量に制限を加えないと、本発明の特徴である固溶 Wの最大活用が達成できない。

なお、 Cは鋼材強度と組織制御の点から添加するが、 Nは不純物として低減しているので、 EC値には算入しない。なお、式 ECを定義したのは、以下のような実験結果に基づく。本発明および、本発明からは Nb， Vの添加量が過剰側に EC値の式の制限から外れる鋼を 50kg、 300kg , 2 t onの真空溶解で溶製し、ィンゴットに铸造して、その後必要に応じて熱間鍛造等で圧延用の小型スラブとし、実験室の熱間圧延機にて 15〜60mmの厚みの鋼板に熱間圧延した。圧延温度は 700〜： L 000°Cの間で種々変化させ、圧延後の冷却は放冷もしくは水冷を実施した。その後、材料の強度を 550M Pa級以上でかつ、 0 °C以下の靱性遷移温度を有するように、必要に応じて焼戻した。また別途 Ac 3点以上に再加熱して焼入れ、あるいは放冷などの再熱処理を加え、さらに加えて焼戻し処理を 1回または複数回実施した。

鋼板の圧延方向と平行な方向の板厚 1 2位置から J I S Z2201に記載の 4号引張り試験片で強度が 550MPa以上であることを確認した後、 J I S Z2202に記載の 2 mmV溝付き 4号衝撃試験片で延性—脆性破面遷移温度（以降単に遷移温度と称する。）を求め、同時に鋼材の 1板厚中心位置から 15mm角の分析用試験片を採取し、これを定電位電解して得た残渣を吸引濾過して採取し、その濾紙上に捕らえた析出物を X線回折によって構造解析し、加えて湿式分析（主に酸溶解後に蛍光 X線分析）にて捕集量を検量、その後、最初に溶解した基材の質量を検量（解け残った基材の量を秤量して溶解前の量からの差として算出）して、析出割合を質量％で求めた。図 1 はこの実験結果を示す。横軸は EC値であり、縦軸が析出 W量である。 EC値が 0. 020超では析出 W量が 0. 0050 %を超えることは無い事が明らかである。

さらに、上記の式（ 1 ) で与えられる EC値が 0. 020超であっても、本鋼はまだ安定して固溶 Wの最大活用には至らない。これは本発明鋼を種々の用途に適用する上で重要で、特に粒界に炭化物を形成するような製造条件、例えば熱間圧延後の制御冷却時、圧延後の通常の冷却時、または熱処理等の工程中、 T i ( C， N ) の析出があると、 Wは（Ti， W ) ( C， N ) の形で析出する場合があって、特に鋼板の中心偏析部で Tiが濃縮される部位がある場合に生じやすいことを、発明者らは実験によって知見した。この効果は Nb， Vの効果と現象論的には同様のものであるが、それらよりも Wによる置換が頻発する傾向があり、式のような他元素との加算効果として整理できない性質のものである。

Wの Ti ( C， N ) 中への固溶を防止するには種々の熱処理や製造プロセスの工夫も一部有効ではあるが、完全に防止することが難しく、基本的に Tiく 0. 005%とし、 Ti ( C， N ) の析出そのものを制限してしまうことが最も有効な防止策であることを、実験結果の解析によって知見した。

即ち、 W析出量を 0. 0050%以下とするための本発明の第 2の特徴は、 Tiく 0. 005%とすることである。 Tiの含有量としては、耐火物からの混入も含めた不純物としての Tiを意味している。

Tiを 0. 005 %以上含有する場合、析出 T iと結合する C量は 12. 5p_Pm 以上となる。この結合 Tiの半分が Wに置換した場合でも、 0. 0095% が析出することになる。添加 Ti量が増加すればこの値はさらに上昇する。実際には TiCの一部を Wが置換する割合は半分以下であるため、実質的に Tiを 0. 005%未満に制限しさえすれば Wの炭化物としての析出は制御できる。

本発明はこれらの新規知見の上に依ってたつものであり、従来の W添加鋼に関連する技術とは異なっている。

なお、本発明では上記の Ti以外にも不可避的不純物として P、 S 、 Nと Oの混入がある。鋼材の強度と靭性を維持し、構造用材料たらしめるためにはこれらの許容含有量に制限を加える必要があり、それぞれ Pは 0. 020 %以下、鋼材の靭性を安定して高く維持するために、好ましくは 0. 010%以下、 Sは 0. 0040%以下、 Pの制限理由と全く同様の理由から好ましくは 0. 0030%以下とする必要がある。 Nは Tiと炭窒化物を生成すると Wの析出を誘引する。 A1によって固定されるべき元素であるため、その含有量を 0. 006 %に制限した。制限が無い場合、製造工程で大気中より容易に混入する。 Oは脱酸剤である A1を投与する場合に製造工程の耐火物から混入する場合があるので、その上限を管理する必要があって、 0. 0060%以下とした以上が本発明の根幹である。本発明では発明の効果を活用すべく、必要に応じて以下の合金元素を追加して添加することができる。

Ni， Co , Cu：何れも γ相の安定化元素であり、鋼材に添加して焼入れ性を向上させ強度を高めることに有効であり、 Wの析出には影響を与えない。 Niと Coはさらに鋼材の靭性を高め、 Cuは靭性に影響を与えない。その効果はそれぞれ 0. 010%から認められ、 0. 50 %を超えて添加する場合には、 Niでは Wと逆偏析して Wのミクロ偏析を助長することから靭性ゃ強度が鋼板の各部でバラツキが出ることがあるため、 Coでは製造コストの問題から大量添加が困難であるため、 Cuは粒界脆化によって鋼材の熱間加工性を低下させる場合があることから、その添加量上限を全て 0. 50%に制限した。

Cr , Mo ：何れもフェライト相安定化元素であり、鋼材の焼入れ性向上に特に顕著に貢献する。その効果は Crが 0. 020%から、 Moは 0. 0 10%から認められ、両者ともに炭化物形成元素であることから、熱処理時等に炭化物として析出した場合、 Nb, Vと同様に Wを一部固溶して、添加した Wの固溶強化能を減ずる場合がある。それぞれ単独ではその上限を 0. 60%と 0. 50%に制限するが、複合して添加する場合は EC値で換算して制限する必要がある。図 1 を得た方法と全く同様の実験によって、 Crと Moの添加量から下記（ 2 ) 式のように補正式を EC値に追加して加算し、新たな EC値として、（ 2 ) 式で規定される EC値を 0.020超とすることにより、 Wの析出量を 0.0050%以下に制御可能であることを見出した。

EC= 2 [ C ] - [Nb] / 9 - [V] /12- [M] … （ 2 ) [M] = [Cr] 23+ [Mo] /91

ここで、 [ C ] 、 [Nb] 、 [V] 、 [Cr] 、 [Mo] は各成分の質量％である。

Crと Moの場合には Nb, Vほどには Cとの親和力が高くなく、 Nb， Vの存在下では極少量しか析出できない。そのため、それぞれの係数は Nbや Vと異なって小さな値となっている。

B ： Bは極少量の添加で焼入れ性を向上させる。 Wの析出とは全く無関係なので、 W添加量との間に合金設計上の制限は無い。その添加は 0.0003%から有効で、 0.0035%を超えて添加すると、硼化物を生成して鋼材の靭性を劣化させる場合があることから、添加量を 0.0003%〜0.0035%に制限した。

さらに本発明では靭性を必要とする鋼材において最も有害な MnS の生成防止のためにその形態制御元素として、 Ca， Mg, La, Ce, Y の一種または二種以上を単独で、あるいは同時に添加することもまた可能である。先の元素群と、これら元素群は単独で、あるいは同時に添加することができて、それぞれ本発明の効果を妨げない。

Ca： Caは溶鋼中に添加して S と結合し、鋼中の活性 Sをトラップする機能を有している。転炉、二次精鍊、連続铸造の凝固時に添加できて、粗大 MnSの生成を効果的に防止する。その脱硫効果は 0.000 3%から顕れ、 0.0045%を超えて添加した場合には酸化物クラスタ一を生成して鋼材の靭性を損なう場合があることから、その添加範囲を 0.0003%〜0.0045%とした。 Mg： Mgも同様に S と結合して MgSを生成することにより粗大 MnSの生成を防止する能力を有する。かっては製鋼技術が未発達であったためにあまり頻繁には用いられていなかつたが、近年、添加合金の改良により有効な脱硫剤として添加できるようになった。本発明ではこの Mgも脱硫剤として添加することができる。その効果は 0. 0003 %から認められ、 0. 0045 %を超える添加では、粒界に偏析して鋼材の熱間加工性を低下させる場合があることから、その上限を 0. 0045 %に制限した。

Y , Ce， La ：希土類元素の中で脱硫能を有する元素である。いずれも Ca， M_gと同様な効果を有する。その効果は 0. 001 %から発現し、 0. 050 %を超えて添加すると、酸化物クラスターを形成して鋼材の靭性を低下させる場合があることから、その添加範囲を 0. 001 % 〜0. 050 %に制限した。

なお、本発明は 550MPa級以上の強度を有する高張力銅に関するが、その組織がフェライト単相組織であると強度目標を達成できない。 γ相から α相への冷却変態時に格子変態であるべィナイト変態を生じ、結果としてべィナイト組織を得ると、それを焼戻しても微細な組織が得られ、鋼材の破壊靭性を向上させると同時に、鋼中に多量の転位を導入して鋼材の強度を向上させる効果を有する。

本発明では Wを固溶強化元素として最大限に活用する。従って、 Wの効果が最も顕著に表れるためには、鋼材を変形させる時に生じる転位の運動を妨げる転位運動障害の間隔が固溶元素 Wの最近接距離よりも広くなければならない。すなわち、 W原子による転位の移動抑制が主要な転位運動障害になる必要がある。そのためには鋼中転位密度が 10^{1 2}〜： L 0^{1 5} Z m ²程度となる必要がある。また同時に、鋼中転位密度が 10^{1 2} / m ²より低い場合には基材がフェライト組織となり、強度が 550MPa級には及ばないこと、鋼中転位密度が 10^{1 5} Z m ²より高い場合には組織がマルテンサイトとなって強度が高くなりすぎるために、長時間の熱処理を必ず併用して靭性を確保しなければならなくなることから、組織がベイナイトを含むことを必要条件とした。

ここで「ベイナイト組織」との表現は、さらに詳しくは「上部べィナイト」および「下部べィナイト」が面積率で 60 %以上である場合を意味し、組織が複雑でその判別が金属組織学的に困難である場合には転位密度として 10^{1 2}〜10^{1 5}程度の範囲にあれば良い。本発明の効果発現には組織の制御は重要で、この制限がないと Wを含有する効果が得られなくなる。

また、本発明においては製造方法に関する特別の制限はないが、結果としてべイナイト組織（焼き戻したものも含む）を有していればよい。ただし、下部べイナイトを主体とする組織の場合、あるいは上部ィナイトであっても硬質第二相（炭化物や残留オーステナィトなど）を多量に含み、靭性を獲得しにくい場合には焼戻しを施して本発明鋼の靭性を高めることができる。ただし、本発明はあくまで Wの固溶強化を活用する技術であり、追加実施する熱処理で W が 0. 005 %を超えて析出することは避けねばならない。

そのためには熱処理の昇温は Wが析出しないような範囲で速やかに実施する必要がある。すなわち、加熱方法、手段には依らず 200 〜 700°Cの温度域に加熱所要時間 1 〜 240分で昇温し、該温度域に 10 分以上 10時間以下保持した後、 l °C / s以上の冷却速度で加速冷却しまたは放冷することで、鋼材の靭性を高める。この加熱所要時間が 240分を超えて長時間になる場合、あるいは高温での保持時間が 1 0時間以上になると、 Wは炭化物ではなく金属間化合物 Fe₂ Wとして析出し、固溶強化能が失われる。すなわち、焼き戻しを実施するにあたって昇温速度、保持時間には留意が必要であり、これら制限無くして w含有固溶強化鋼を工業的に安定した特性を付与して生産することは困難であることが、本発明者らの研究開発によって明らかとなった。昇温の手段はガスバーナー、抵抗加熱方式を用いた管状炉による通常の連続加熱設備、鋼管等でも一般的な誘導加熱設備を用いた迅速熱処理設備、あるいは赤外線ゃ通電加熱等の新しい加熱方式を用いても良く、 Wの析出を抑制するための迅速加熱を適用することが望ましい。なお、加熱後に析出脆化を嫌う材料では、加速冷却して脆化温度帯通過時間を制限する方法も有効である。

本鋼の製造工程そのものについては何ら制限がない。高炉一転炉の銑鋼一貫工程を適用することも、真空誘導加熱炉を用いた高純度鋼製造工程を使用したり、電気炉ー炉外精練設備を適用することも

、また一度製造したインゴットを再溶融して不純物を低減する ESR 法、帯状溶融法なども全て適用できて、本発明鋼の製造は可能である。また、熱間圧延、熱間加工、鍛造、鋼管成型、続く熱処理にも制限が無く、鋼材を目的とする形状に製造する上での制限は無く、本発明の効果を適用することができる。実施例

請求項 1 〜 4に記載の本発明鋼を、通常の高炉一転炉一二次精練一連続铸造—熱間圧延—熱処理工程を経て、厚み 6〜 120mmの鋼板とし、あるいは別途電気炉熔解一二次精鍊ーインゴット铸造ー熱間鍛造一熱間圧延一熱処理工程を経て同様に鋼板試験片を作成した。一部には請求項 5に記載の本発明の迅速熱処理を実施した。鋼塊重量は 2 t on力、ら 300t on、鋼板は 6 〜： 12 m長、 2〜 4 m幅で 1. 8〜： ! 2t o nの重量となった。この鋼板試験片から、鋼板幅方向中心部、板厚 1 4位置、および 1 / 2位置より各種試験片を採取し、鋼板特性の代表値とした。図 2は試験片の採取要領を示す図である。図 2において、 1 は鋼板試験片、 2は J I S Z 2202 4号試験片、 3は J I S Z2 201 4号引張試験片、 4は板厚中心位置、 5 は鋼板の圧延方向を示している。

試作鋼板には種々の熱処理を施した。熱間圧延ままのもの、および焼戻し処理を Ac 1点以下で実施するもの、焼き入れ焼戻し処理を実施するもの、焼準処理を実施するもの、焼戻しを複数回実施するもの、焼戻しの後にさらに冷間加工を実施し、加えて応力除去焼鈍を実施したものについても評価した。ただし、焼戻しについては請求項 6に記載の本発明の迅速加熱処理方法を適用し、 Wの析出を防止した。

評価は前記の方法で採取した J I S Z 2201 4号引張り試験片で引張り特性を、同じく 2 mmVノッチつき J I S Z 2202 4号衝撃試験片でシャルピー吸収エネルギー遷移曲線を採取し、さらに金属組織を圧延方向と平行な断面で光学顕微鏡にて組織現出腐食を施した後に観察し、組織がベイナイトであることを確認した。また、材料中に存在する W化合物は、有機酸を用いた基材の定電位電解で残渣を抽出し、その X線回折により存在形態を、また湿式分析により W量を分析し、化学量論比に基づいて析出量を計算した。試作した鋼は、 30度の V開先を加工し、入熱 20万 J Z cmのアーク溶接を実施し、溶接後に J I S Z 2202 4号衝撃試験片を採取し、ボンド位置に V溝が位置するよう加工して、シャルピー吸収エネルギーを測定して溶接継手の靭性を代表（以降、継手の靭性と称する）した。

表 1 〜 4には本発明鋼の化学成分、引張り強さ、母材中の析出 W 量を示した。また、 W析出制御パラメータ EC値、加えて— 20°Cにおける母材と溶接継手の靭性を示した。本発明鋼を構造用鋼として考えた場合に、最低限度必要な靭性値として、寒冷地での使用も考慮して一 20°Cの吸収エネルギーは 47 J 以上が必要である場合が通常、多いため、これをしきい値として評価に用いた。すなわち、 47 J以下の吸収エネルギーを発揮できない材料は、本発明鋼の目的を達していないと判断した。また、既に述べたごとく、引張り強さを向上させる Wの効果は、材料強度にかかわらず発揮されるが'、特に強度を向上させたい材料で工業的に有意であることは言うまでもない。従って、高張力鋼に使用される場合を想定して、これにもしきい値を設け、先述の 550MPa以上を発揮する材料であることが本発明鋼の条件とした。すなわち、本発明鋼は 550MPa以上の強度を有するとともに、 Wを含有して— 20°Cにおける吸収エネルギーが 47 J以上の材料特性を有する鋼に限られる。

表 2

母材 TS：母材の板厚中心位置における引張り強さ測定結果（2点平均）

母材 vE- 20：母材の板厚中心位置における- 20°Cのシャルビ一吸収エネルギー（3点平均）

継手 vE- 20：溶接継手ボンドに V溝を加工したシャルビ一試験の- 20°Cにおける吸収エネルギー（3点平均）

析出 W：母材の定電位電解抽出残渣を湿式分析で定量解析して得た析出 Wの質量％

再加熱所要時間： 200~700°Cを最高加熱温度とする焼き戻し処理の際の加熱所要時間（括弧内は処理の際の最高加熱温度)

表 4

母材 vE-20：母材の板厚中心位置における- 20°Cのシャルビ一吸収エネルギー（3点平均）

継手 vE-20：溶接継手ボンドに V溝を加工したシャルビ一試験の- 20°Cにおける吸収エネルギー（3点平均）

析出 W ：母材の定電位電解抽出残渣を湿式分析で定量解析して得た析出 Wの質量％

再加熱所要時間： 200〜700°Cを最高加熱温度とする焼き戻し処理の際の加熱所要時間（括弧内は処理の際の最高加熱温度)

表 5， 6には本発明に対する比較鋼の分析、評価結果を示した。比較鋼の内、 50番鋼は Cが下限値以下となり、 EC値が 0. 020以下となるとともに、引張り強さを確保できなかった例、 51番鋼は Cが過多となり、母材靭性が確保できなかった例、 52番鋼は S iが不足し、脱酸が不十分となって酸化物クラスタ一（主に Mn酸化物）が生成し、母材、継手ともに靭性が劣化した例、 53番鋼は S iが過多となり、 S i酸化物のクラスターが生成して母材、継手ともに靭性が確保できなかった例、 54番鋼は Mn添加量が不足し、鋼材の引張り強さが不足した例、 55番鋼は Mnが過多となり、母材、継手ともに靭性が劣化した例、 56番銅は Nbが不足し、析出強化が不十分となって、引張り強さが確保できなかった例、 57番鋼は Nbが過剰となり、 EC値が 0. 020 以下となって Wの固溶強化が有効に作用せず強度が低下し、同時に粗大な炭窒化物が多数生成し、母材と継手の靭性が劣化した例、 58 番鋼は Vが不足し、析出強化能が低下して強度が確保できなかった例、 59番鋼は Vが過剰となり、粗大な炭窒化物が生成して母材と継手の靭性が劣化し、さらに EC値が 0. 020以下となって Wが V ( C , N ) ともに析出して固溶強化能が低下し、強度も確保できなかった例、 60番鋼は Wが不足して固溶強化能が低下し、引張り強さを確保できなかった例、 61番鋼は Wが過多となり、 Wが多量に析出したために靭性劣化と強度不足が同時に生じた例、 62番鋼は A1が不足して脱酸が不十分となり、 Mn _ S i系の酸化物クラスターが生成して母材の靭性が劣化した例、 63番鋼は A1添加量が過剰で、粗大な A1₂ 0₃クラスターが生成し、母材と継手の靭性が確保できなかった例、 64番鋼は Bが過剰で粗大 BNと炭硼化物の析出が主に溶接継手ボンドの粒界で生じて、継手靭性が劣化した例、 65番鋼は Nが過多となり、 A1 が適正添加されているにもかかわらず（Nb， V ) ( C , N ) の析出が増えて、 Wが析出し、固溶強化能が低下した分、引張り強さを確保できなかった例、 66番鋼は Cを過剰添加したために Crの炭化物が粗大析出し、特に焼戻し時に脆化して靭性が母材、継手ともに劣化した例、 67番鋼は Moを過剰に添加したため、 Mo₂ Cが多数生成して母材と継手の靭性が劣化した例、 68番鋼は Tiを添加したために Ti ( C , N ) の析出が顕著で、炭窒化物中への固溶が生じて結果的に Wが析出物中に取り込まれ、析出 Wとなったために固溶強化能が失われて強度が確保できなかった例、 69番鋼は化学成分は全て本発明の制限範通にあった鋼であるが、焼戻し時の昇温速度を遅くしたために、析出 W量が著しく増加し、固溶 Wが減少して強度が低下した例、 70番鋼は EC値のみ制限値である 0. 020以下となり、 Wの析出が生じて固溶強化能が低下し、強度が不足した例である。

0/S00Zdf/X3d 表 6

産業上の利用可能性

本発明を適用することによって引張り強さが 550MPa級以上である高張力鋼において強度と靭性を母材と溶接熱影響部の双方で同時に達成することのできる鋼材を工業的に安価に供給することが可能となり、溶接入熱を高めた高能率溶接の適用が高張力鋼で可能となつて、溶接構造物の製造を容易ならしめ、ェ期短縮、施工コスト低減に貢献する。

Claims

1 . 質量％で、

C ： 0.005〜0.10%、

Si ： 0.01~0.40%、

Mn： 0.10〜3.0%、

一口

A1 ： 0.010〜0.10%、

W ： 0.10〜3.0%、

V ： 0.010〜0.50%、

Nb： 0.010〜0.080%、範

を含有し、不純物として P、 S、 N、 O、 Tiを、

P ： 0.020%以下、 .

S ： 0.0040%以下、

N ： 0.006%以下、

O ： 0.0060%以下

Ti ： 0.005%未満

に制限し、下記（ 1 ) 式の EC値が 0.020超であり、残部が Feおよび不可避的不純物よりなり、鋼材中に含まれる Wの析出量が、定電位電解抽出残渣を蛍光 X線分析によつて定量分析して得られる分析値において 0.0050%以下であり、鋼の断面における組織構成の 60%以上がべイナイト組織であることを特徴とする、溶接性および靭性に優れた引張り強さ 550MPa級以上の高張力鋼材。

EC= 2 [ C ] - [Nb] / 9 - [V] /\2 ■■■ ( 1 )

ここで、 [C] 、 [Nb] 、 [V] は各成分の質量⁰ /oである。

2. さらに、質量％で、

Ni ： 0.010〜0.50%、

Cu： 0.010〜0.50%、 Co ： 0.010〜0.50%

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 に記載の溶接性および靭性に優れた引張り強さ 550MPa級以上の高張力鋼材。

3. Cr ： 0.020〜0.60%、

Mo ： 0.010〜0.50%

の 1種または 2種を含有し、上記（ 1 ) 式に代え、下記（ 2 ) 式の EC値が 0.020超であることを特徴とする、請求項 1 または 2に記載の溶接性および靭性に優れた引張り強さ 550MPa級以上の高張力鋼材

EC= 2 [ C ] ― [Nb] / 9 - [V] /\2- [M] … （ 2 ) ただし、 [M] = [Cr] /23+ [Mo] /91

ここで、 [C] 、 [Nb] 、 [V] 、 [Cr] 、 [Mo] は各成分の質量％である。

4. さらに、質量⁰ /oで、 B ： 0.0003〜0.0035%、 Ca : 0.0003〜0. 0045%、 Mg ： 0.0003〜0.0045%、 Y ： 0.001〜 0.050%、 Ce ： 0.001 〜0.050%、 La ： 0.001〜0.050%を含有することを特徴とする、請求項 1ないし 3のいずれか 1項に記載の溶接性および靭性に優れた引張り強さ 550MPa級以上の高張力鋼材。

5. 請求項 1ないし 4のいずれか 1項に記載の成分を有する鋼片を、常法により、加熱しまたは铸造後の顕熱により加熱することなく、粗圧延、仕上圧延を行い、その直後に 1 °CZ s以上の冷却速度で加速冷却しまたは放冷することによりペイナイト組織を得、さらに、 200〜700°Cの温度域に加熱所要時間 1 〜240分で昇温し、該温度域に 10分以上 10時間以下保持した後、 1 °C/ s以上の冷却速度で加速冷却しまたは放冷することを特徴とする、鋼の断面における組織構成の 60%以上がべィナイト組織であり、鋼材中に含まれる Wの析出量が、定電位電解抽出残渣を蛍光 X線分析によって定量分析して得られる分析値において 0. 0050 %以下である、溶接性および靭性に優れた引張り強さ 550MPa級以上の高張力鋼材の製造方法。