JP5037204B2

JP5037204B2 - 溶接熱影響部の靭性に優れる降伏応力５００ＭＰａ以上引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法

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Publication number: JP5037204B2
Application number: JP2007104945A
Authority: JP
Inventors: 昌毅溝口; 泰士長谷川; 政昭藤岡; 学星野; 洋一田中
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-04-12
Filing date: 2007-04-12
Publication date: 2012-09-26
Anticipated expiration: 2027-04-12
Also published as: JP2008261012A

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５００ＭＰａ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。なお、本明細書中で用いる「５７０ＭＰａ級」とは、５７０ＭＰａ以上、７２０ＭＰａ以下の範囲の引張強さ（ＴＳ）を有するものを指すものとする。

近年、船舶や建築物等の鋼構造物において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可能となり、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、高強度厚鋼板を製造するにあたっては、実機製造上で安定的に強度と靭性を得るために、熱間圧延、直接焼入れ、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った。

例えば、特許文献１、２及び３には、鋼板を熱間圧延後、オンラインで直接焼入れを行い、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。近年の高強度厚鋼板の需要の高まりに応えるためには、より生産性の高い製造方法が望まれる。

これに対し、従来も、高強度厚鋼板の生産性の向上を目的として、様々な技術開発がなされてきた。例えば、特許文献４、５及び６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、焼戻し熱処理の加熱時間を短縮し、生産性を向上させる技術が示されている。

一方、生産性向上のために、焼戻し熱処理自体を省略し、熱間圧延ままにて製造する方法の開発も行われている。例えば、特許文献７には、Ｃを０．０３〜０．２０％、Ｓｉを０．１０〜０．６０％含む鋼を熱間圧延ままにて製造する方法が示されている。また、特許文献８には、Ｃを０．１０〜０．２０％、Ｓｉを０．０３〜０．６０％含む鋼を熱間圧延ままにて製造する方法が示されている。また、特許文献９には、Ｃを０．０６％以下、Ｓｉを０．１〜０．６％含む鋼を熱間圧延ままにて製造する方法が示されている。

さらに、熱間圧延後に直接焼入れままで高強度厚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には、Ｃを０．０３０％以下、Ｓｉを０．６０％以下含む鋼を熱間圧延した後、５５０℃以上の温度まで直接焼入れする製造方法が示されている。また、特許文献１１には、Ｃを０．０３０％以下、Ｓｉを０．６０％以下含む鋼を熱間圧延した後、５５０℃以上の温度まで直接焼入れする製造方法が示されている。また、特許文献１２には、Ｃを０．０４〜０．０９％、Ｓｉを０．１〜０．５％含む鋼を熱間圧延した後、３００〜６００℃の温度範囲まで直接焼入れする製造方法が示されている。また、特許文献１３には、Ｃを０．０１〜０．０３％、Ｓｉを０．０５％〜１．０％含む鋼を熱間圧延した後、直接焼入れする製造方法が示されている。また、特許文献１４には、Ｃを０．０１〜０．０６％含む鋼を熱間圧延した後、直接焼入れする製造方法が示されている。また、特許文献１５には、Ｃを０．０３〜０．０７％、Ｓｉを０．１〜０．６％含む鋼を熱間圧延した後、６００〜７００℃の温度範囲まで直接焼入れする製造方法が示されている。また、特許文献１６には、Ｃを０．０１〜０．１％、Ｓｉを１．０％以下含む鋼を熱間圧延した後、直接焼入れする製造方法が示されている。また、特許文献１７には、Ｃを０．０５〜０．１８％、Ｓｉを０．０５〜０．５％含む鋼を熱間圧延後、６２０℃未満の温度まで直接焼入れする製造方法が示されている。また、特許文献１８には、Ｃを０．０３〜０．１８％、Ｓｉを０．０５〜０．５％含む鋼を熱間圧延後、（Ａｒ₃−３００）〜（Ａｒ₃−５０）℃の温度範囲まで直接焼入れする製造方法が示されている。

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２００３−８２４１２号公報特開２００５−２２６１０６号公報特開平５−１７１２７１号公報特開平８−１８８８２３号公報特開２００５−７６０５６号公報特開平８−１４４０１９号公報特開平１１−２６９６０２号公報特開２００１−６４７２３号公報特開２００４−１４３４７９号公報特開２００４−３００５６７号公報特開２００５−１２６８１９号公報特開２００５−３５０６９１号公報特開２００６−２４９４６９号公報特開２００６−２９１３４８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、５及び６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、紹介されているオンライン誘導加熱炉の導入に非常に大きな設備投資が必要になるという問題がある。

また、特許文献７では、Ｃが０．０３％以上、Ｓｉが０．１０％以上と規定されており、本発明者らの検討ではこの様な成分系で熱間圧延ままで製造を行うと、降伏応力（ＹＳ）を低下させる島状ＭＡ（Martensite-Austenite constituent）が鋼材中に多量に生成することが分かっている。また、仕上温度がＡｒ₃点以下と規定されており、圧延ライン上で温度低下を待つ必要があるために生産性が著しく低下する。

特許文献８ではＳｉが０．０５％以上、特許文献９の方法ではＳｉが０．１０％以上とそれぞれ規定されており、島状ＭＡの生成によりＹＳが低下すると考えられる。そのために、特許文献９では、特に降伏比８０％以下の鋼を製造することを目的としている。

特許文献１０及び１１では、極低Ｃ成分系において、加速冷却ままで、高い降伏点を有する４００ＭＰａ級以上の鋼を製造する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。さらに、特許文献１０においては、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、この点においても、特に５７０ＭＰａ級の鋼材を加速冷却ままで製造に関して最適化されていないことが分かる。

特許文献１２では、加速冷却を３００〜６００℃で停止する製造方法が示されている。しかし、Ｃが０．０４〜０．０９％且つＳｉが０．１〜０．５％とそれぞれ多いことにより島状ＭＡが生成しＹＳが低下しやすい。また、極低Ｃ成分系では無く且つ必ずしも析出強化元素を用いることが明記されていないため、該製法では鋼材のＴＳ及びＹＳの加速冷却の停止温度への依存性が大きくなり、実製造プロセス上で、鋼材の強度を安定的に５７０ＭＰａ級の範囲に収めることが困難であると考えられる。

特許文献１３、１７及び１８ではＳｉが０．０５％以上と規定されており、加速冷却ままの鋼材においてはＹＳを低下させる島状ＭＡの生成量の増大を招く。そのためにこれらの製造法は降伏比８０％以下の鋼材を目的としており、高いＹＳを得るためには合金添加量が増えるという問題がある。

特許文献１４では、Ｃｒ添加が必須と規定されているが、本発明者らの検討によると、極低Ｃとなる様な成分系でＣｒを添加すると、加速冷却中のベイナイト変態開始温度と終了温度の差が大きくなり、この結果降伏比が低下するため、成分系を最適化しコスト低減を図る観点から望ましくない。また、Ｃｒの添加により溶接の際の熱影響部の靭性が大きく低下することも問題である。

特許文献１５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鋼材強度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。

特許文献１６では、Ｓｉが実施例で０．１％以上であり、島状ＭＡの生成を招きＹＳが低下することが問題である。また、Ｔｉ量が０．０３％以上と規定されているため、溶接の際の熱影響部の靭性が低下すると予想される。

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５００ＭＰａ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。

本発明者らは、鋼板を熱間圧延した後に直接加速冷却を行う製造方法において、焼戻し熱処理を行わない、非調質製造方法で、実機における熱間圧延温度や加速冷却停止温度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。

従来、５７０ＭＰａ級以上の高強度厚鋼板の非調質製造法では、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のが一般的である。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、特に加速冷却を５００℃以上で停止する場合において、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。さらに、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、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範囲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、特にＴＳ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１０及び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成分系の利用する上で、さらに、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検討を重ねた。その結果、まず、本発明者らは、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に与える影響は合金元素の組合せによって異なることを見出し、特にＣ０．０４０％未満、Ｍｎ１．５％未満、Ｎｂ０．０２％以上、Ｂ０．０００５％以上、且つＭｏ０．０５％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。なお、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。

さらに、本発明の目的である、ＹＳが５００ＭＰａ以上、ＴＳが５７０ＭＰａ以上、７２０ＭＰａ以下という、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、以上の様な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様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。そのため、本発明者らは、特に、極低Ｃ系の非調質鋼材において、ＹＳに影響を及ぼす鋼材内部の組織因子の影響を調査した上で、好ましいベイナイト組織形成と、そのために必要となる各種合金元素の組合せ、熱間圧延及び加速冷却の条件に関して、実験を繰り返し詳細に検討を重ねた。

まず、非調質鋼材においてＹＳを低下させる因子の一つとして、従来から指摘されているように、鋼材中の島状ＭＡ組織の存在が上げられる。これに対しては、本発明者らの検討により、極低Ｃ成分系を採用した上でさらに極低Ｓｉ及び極低Ａｌとすることで、加速冷却の停止温度が５５０℃以下の範囲で島状ＭＡ組織の生成を体積分率で１％以下まで抑制できることが明らかとなった。この結果、ベイナイト単相組織において島状ＭＡによるＹＳ低下を防ぐことは可能となったが、この様な島状ＭＡを持たないベイナイト単相組織においても、さらに成分系に依存してＹＳに違いが生じることが新たに明らかとなった。

本発明者らは、この島状ＭＡを持たないベイナイト単相組織におけるＹＳ支配因子について、実験と解析により詳しく調査を行った。その結果、ベイナイト単相鋼中において、鋼材内部の局所的なベイナイト変態温度の違いに起因して、可動転位が多く生成していることを見出した。具体的には、ＴＥＭ観察や微小硬度計での測定から、高温で変態したベイナイト組織とこれに対し相対的に低温で変態したベイナイト組織との間で、ベイナイト変態の際の体積膨張に起因する歪が可動転位として残り、この結果鋼材のマクロなＹＳが低下していることを示唆する結果を得た。即ち、島状ＭＡを持たないベイナイト単相組織においては、ベイナイト変態の開始温度と終了温度の差を小さくすることが肝要であるという知見に至った。さらに、ベイナイト変態温度が高いほど、Ｃ及びＮ原子の可動転位への固着により、ＹＳを向上し易いことを示唆する結果も得た。

以上から、島状ＭＡを持たないベイナイト単相組織において、高い降伏比を得るための最も理想的な組織形成過程とは、ベイナイト変態の開始温度と終了温度の差が小さいこと、及び、変態温度全体が少しでも高温となること、であると明らかとした。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対策として冷却条件の影響を抑え、且つ、ＹＳ対策として母材のベイナイト形成温度を均一化するために設計した成分系により、溶接熱影響部のベイナイト組織も均一化されたこと、及び、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こと、等が原因と推察される。

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、０．０４０％未満、Ｓｉ：０．０５％未満、Ｍｎ：１．０％以上、１．５％未満、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．１０％以上、０．５０％以下、Ｎｂ：０．０２％以上、０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．００３０％以下、Ａｌ：０．００１％以上、０．０１０％以下、Ｎ：０．００１０％以上、０．００７０％以下を含有し、下記式１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、１０２０℃以上、１３００℃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５０％以上、９０％以下となるように圧延し、圧延終了後６０秒以内に冷却速度１℃／秒以上の加速冷却を開始し、５５０℃未満、３００℃以上の温度範囲で加速冷却を停止し、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５００ＭＰａ以上引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法。
なお、式１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：［Ｂ］／１０．８≧［Ｎ］／１４．０−［Ｔｉ］／４７．９
（２）さらに、質量％で、Ｗ：０．０５％以上、０．５０％以下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５００ＭＰａ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、Ｃｕ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、０．５０％以下の１種または２種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５００ＭＰａ以上引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法。
（４）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）ないし（３）のいずれか１項に記載の溶接熱影響部の靭性に優れる降伏応力５００ＭＰａ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、溶接熱影響部の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、実機における製造条件の変動に対しても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、本発明における熱間圧延条件、加速冷却条件、及び成分組成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、極低Ｃをベースにした成分系を採用することでＴＳの加速冷却停止温度への依存性を低減し、且つ、島状ＭＡの低減やベイナイト変態の均一化及び高温化を通じてＹＳを向上することにより、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、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ＹＳ向上のために利用する。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１５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１５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で、ベイナイト変態温度を上昇させて鋼材中の可動転位密度を減少させることや組織を細粒化することでＹＳ向上に有効である。

一般に、焼戻し熱処理を省略する製造方法ではＴＳの水準の割にＹＳが低くなる傾向があり、これを補うために、組織の微細化によるＹＳ向上の効果も含めて５０％以上の圧下が必要であるが、過度な圧下は焼入れ性を低下させてＴＳを低下させるので、上限を９０％以下に規定する。

圧延終了後の加速冷却に関しては、ベイナイト単相組織を得るために最低でも１℃／秒以上の冷却速度を必要とする。なお、ＴＳの変動が小さくなる５〜５０℃／秒の範囲がより望ましい。

加速冷却の停止温度が３００℃を下回ると、鋼材中の可動転位が著しく増加しＹＳが顕著に低下するので、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が生成し易く、特に鋼材の厚さ方向の１／２ｔ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ＴＳの加速冷却の停止温度への依存性の低減、鋼材中の島状ＭＡの低減によるＹＳ向上、及び、溶接熱影響部の靭性の向上のために、添加量を０．０４０％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℃以上の領域においてＹＳを低下させる島状ＭＡの生成を助長し、且つ、溶接時の熱影響部の組織においても、靭性を低下させる島状ＭＡの生成を助長させるために、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。

Ｐは、靭性を著しく低下させるために、添加する場合にはその量を０．０３％以下とし、望ましくは不可避不純物レベルとする。

Ｓは、靭性を著しく低下させるために、添加する場合にはその量を０．０１％以下とし、望ましくは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るため、１．０％以上の添加を行うが、多量に添加するとベイナイト変態開始温度と終了温度の差が開きやや降伏比が低下すること、及び、溶接熱影響部の靭性がやや低下することのため、添加量を１．５％未満に限定する。

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％超の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。

Ｂは、本発明の成分系と圧延・冷却方法においては、オーステナイト粒界からのフェライト生成を抑制し、組織をベイナイト単相組織にするため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０．００３０％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０．００３０％に制限する。

Ｍｏは、本発明の成分系においてＢと併用することにより、オーステナイト粒界からのフェライト生成の抑制効果を高めることができること、及び、Ｃと化合物を作ることでオーステナイト中の固溶Ｃ量を減らし、強度の加速冷却停止温度依存性を低減することができることのため、０．１０％以上の添加を行うが、０．５０％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、０．５０％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０．０１０％以下に制限する。

Ｎは、ＮｂまたはＴｉと結合して、オーステナイト粒を微細化やベイナイト中での析出強化に有効な元素であるために０．００１０％以上を添加するが、過剰な添加は溶接熱影響部の靭性を低下させるので、上限を０．００７０％に限定する。

Ｔｉは、ベイナイト中での析出が速いために、本発明の非調質製造法において析出強化を得るために重要な元素であること、組織の細粒化にも寄与すること、及び、鋼中のＮやＯと結合し靭性を向上させること、のために０．００５％以上の添加が必要である。しかし、０．０２０％超の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、０．０２０％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１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１：［Ｂ］／１０．８≧［Ｎ］／１４．０−［Ｔｉ］／４７．９

Ｗは、本発明に重要な元素であり、上記Ｂとの複合添加により、オーステナイト粒界からのフェライト生成の抑制効果を高めて組織強化による強度上昇に有効であり、明瞭な強度上昇を得るためには０．０５％以上の添加を行うが、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、Ｗを添加する場合は０．０５％以上、０．５％以下に限定する。

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、０．５０％以上の添加では、ベイナイト変態温度を著しく低下させること、及び溶接熱影響部の靭性を低下させることのため、Ｃｕを添加する場合は０．０１％以上、０．５０％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、本発明の成分系においては、過剰な添加はベイナイト変態終了温度を著しく低下させること、及び、溶接熱影響部の靭性が著しく低下することのために、添加する場合は０．５０％以下に制限する。

Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、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％に制限する。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。また、下記式２で示す溶接割れ感受性指数Ｐ_CMも０．２０％以下の水準に抑えており、溶接割れも防止される範囲となっている。
式２：Ｐ_CM＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
なお、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。その鋼片を圧延または切断して、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、ＪＩＳＺ２２４１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ＪＩＳＺ２２０１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、ＪＩＳＺ２２４２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ＪＩＳＺ２２０２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、ＪＩＳＺ２２４２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ＪＩＳＺ２２０２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５００ＭＰａ、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

質量％で、
Ｃ：０．００５％以上、０．０４０％未満、
Ｓｉ：０．０５％未満
Ｍｎ：１．０％以上、１．５％未満、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｍｏ：０．１０％以上、０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０２％以上、０．０８％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上、０．００３０％以下、
Ａｌ：０．００１％以上、０．０１０％以下、
Ｎ：０．００１０％以上、０．００７０％以下
を含有し、下記式１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、１０２０℃以上、１３００℃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５０％以上、９０％以下となるように圧延し、圧延終了後６０秒以内に冷却速度１℃／秒以上の加速冷却を開始し、５５０℃未満、３００℃以上の温度範囲で加速冷却を停止し、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５００ＭＰａ以上引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法。
なお、式１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：［Ｂ］／１０．８≧［Ｎ］／１４．０−［Ｔｉ］／４７．９
さらに、質量％で、
Ｗ：０．０５％以上、０．５０％以下
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５００ＭＰａ以上引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法。
さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１％以上、０．５０％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上、０．５０％以下
の１種または２種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５００ＭＰａ以上引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法。
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ないし３のいずれか１項に記載の溶接熱影響部の靭性に優れる降伏応力５００ＭＰａ以上引張強さ５７０ＭＰａ以上の高強度鋼材の製造方法。