JP3864880B2 - 優れた溶接性を有する高靭性高降伏点鋼材の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接構造物の主要部材を対象とする高い降伏点を有する高靭性高張力鋼材の製造方法に関する。より具体的には、橋梁に代表される溶接構造物を対象とする上降伏点もしくは０ . ２％耐力が５２１ＭＰａ以上であって優れた溶接性を有する高靭性鋼材の効率的な製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、橋梁に代表される溶接構造物の主要鋼材に高張力鋼が適用される事例が多くなってきている。これは高張力鋼材の使用による設計の合理化、例えば鋼材重量の低減、薄肉化、さらにはこれに伴う溶接における省力化が狙いである。このような高張力鋼材には、例えば、ＪＩＳ Ｇ ３１０６および道路橋示法書に記載されているＳＭ５７０鋼（８ｍｍ≦板厚≦１００ｍｍ）があり、降伏強度が４５０ＭＰａ以上（降伏点一定鋼）、引張強度が５７０〜７２０ＭＰａ、マイナス５℃のシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上、ＰCM（溶接割れ感受性指数）≦０．２８％（板厚≦５０ｍｍ），ＰCM≦０．３０％（５０ｍｍ＜板厚≦１００ｍｍ）と規定されている。また、この他にも耐候性を有するＳＭＡ５７０Ｗ鋼もあり、これについても強度、靭性についてＳＭ５７０鋼と同様の規定がなされている。
【０００３】
一方、米国では近年、従来の橋梁用鋼材より優れた性能を有するＨｉｇｈ Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ Ｓｔｅｅｌ（ＨＰＳ）の開発がなされ、ＨＰＳの実橋への適用成果が報告されつつある。ＨＰＳは従来鋼よりも高強度、高靭性、高溶接性であり、かつ耐候性を有する鋼であり、溶接時の予熱省略、或いは予熱低減が可能とされている。例えばＨＰＳは、強度に関してＡＳＴＭ Ａ７０９ Ｇｒ．７０Ｗ（板厚≦１００ｍｍ）において降伏強度が４８５ＭＰａ以上、引張強度が６２０〜７６０ＭＰａと規定され、低温靭性に関してＡＳＴＭ Ａ７０９ Ｚｏｎｅ３でマイナス２３℃の吸収エネルギーが４８Ｊ以上と規定されている。このようなＨＰＳを使用することにより、大幅な鋼材重量の低減や建設コストの削減が可能となったことが報告されている。
【０００４】
このように、従来のＳＭ５７０鋼或いはＳＭＡ５７０Ｗ鋼よりもさらに低コストで製造され、かつ改善された降伏強度、靭性、溶接施工性を有する鋼材が求められ、研究が進められている。
【０００５】
これまで、ＳＭ５７０鋼或いはＳＭＡ５７０Ｗ鋼は焼入れ／焼戻しにより製造されてきた。このような技術は、例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３などに開示されている。
【０００６】
上記の熱処理における焼戻しはオフラインで行われてきたが、製造コスト削減や納期短縮の観点からオンラインでの熱処理を用いることが望ましい。このような技術として、例えば、特許文献４には、圧延後さらに［Ａｒ3点−３０℃］〜［Ａｒ3点−１５０℃］の温度域でレベラー掛けまたは軽圧下処理を施すことでＮｂ，Ｖの析出を促進しつつ、その後、加速冷却することにより高降伏点鋼を得る手法が開示されている。また、特許文献５には、圧延後［Ａｒ3点−７０℃］〜［Ａｒ3点−１５０℃］の温度範囲で２分間以上保持し、この間にＮｂ，Ｖを析出させ、その後に加速冷却することにより高降伏点鋼板を得るプロセスが開示されている。また、特許文献６にはＣｕ，Ｎｉ，Ｔｉ，ＲＥＭを含有する鋼を圧延後、引き続き３５０〜５００℃の温度域まで加速冷却することにより降伏強度４６ｋｇｆ／ｍｍ2以上を有する鋼材を得る技術が開示されている。
【０００７】
特許文献７には加速冷却装置と同一の製造ライン上に設置された加熱装置を用い、圧延、冷却、焼戻しを連続的に行う方法が開示されている。この技術によれば、冷却により鋼組織をベイナイトまたはマルテンサイト組織とした後に、急速加熱焼戻しを行うことにより過飽和に固溶した炭素を微細なセメンタイトとして析出させることができる。このため、従来の焼入れ／焼戻しプロセスよりも効率的に鋼材を製造することが可能であり、かつ得られる鋼材を強度・靭性に優れたものとすることが可能となる。
【０００８】
【特許文献１】
特開昭６１−１３９６２７号公報
【０００９】
【特許文献２】
特開２０００−４５０４４号公報
【００１０】
【特許文献３】
特開２００２−４７５３２号公報
【００１１】
【特許文献４】
特開昭６２−８９８１４号公報
【００１２】
【特許文献５】
特開平４−２２１０１５号公報
【００１３】
【特許文献６】
特開昭６３−１６１１１９号公報
【００１４】
【特許文献７】
特許３０１５９２３号公報
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、上記した技術には以下のような問題点がある。
【００１６】
例えば、オンラインでの製造法に関して、特許文献４〜６に開示されている技術はいずれも加速冷却ままで高降伏強度を有する鋼を得る手法であるが、このようにして得られた鋼は、焼入れ／焼戻しプロセスを用いて製造した鋼に比べて降伏強度が低い。これは、焼戻し時の析出強化による高降伏強度化を活用できないからである。例えば、特許文献６の実施例で示されている鋼の降伏比は平均で約８１％である。また、特許文献４，５に開示されている技術は、Ｎｂ，Ｖの析出強化を活用することにより高降伏強度化することを狙いとして、Ａｒ3点以下の温度域でレベラー掛け／軽圧下ならびに保持を行うものであるが、これらの公報の実施例で示されている鋼の降伏比は平均でそれぞれ８３％、８４％程度である。
【００１７】
特許文献７に開示されている技術に基づけば、従来の焼入れ／焼戻しプロセスと同様に高降伏強度（降伏比≧約８５％）の鋼を高効率に製造することができる可能性がある。ただし、この技術で得られる鋼の基本的な組織は焼き戻されたベイナイトまたはマルテンサイト組織である。したがって、その実施例が示すように大半の鋼は冷却停止温度が室温と低く、焼戻し時の温度差（焼戻し終了温度−焼戻し開始温度）が大きいために、消費電力などのコスト増に繋がる。
【００１８】
本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、５２１ＭＰａ以上の上降伏点もしくは０ . ２％耐力を有し、かつ靭性および溶接性に優れた鋼材を高効率かつ低コストで製造する方法を提供することを目的とする。
【００１９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決するべく実験と検討を重ねた結果、高降伏強度化（高降伏比化）に対して最適な組織はフェライトを含むベイナイト組織であることを見出した。このような組織をライン上に配置された加速冷却、加熱設備を駆使して一連の工程で造りこむことにより、フェライト中に微細な析出物を分散させることが可能となり、この結果、高降伏強度化を図ることができ、さらに高靭性かつ溶接性に優れた鋼材が得られるのである。本発明は以上のような知見に基づいてなされたものである。
【００２０】
本発明の優れた溶接性を有する高靭性高降伏点鋼材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％を含有し、かつＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｎｉ／６０＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義される溶接割れ感受性指数が０．２５％以下であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、１０００℃以上１３００℃以下の温度範囲まで加熱し、Ａｒ３点以上の温度域で累積圧下率が５０％以上の圧延を行い、直ちにＡｒ３点以上の温度域から冷却速度３℃／秒以上で３００℃以上６００℃以下の温度範囲まで加速冷却を行い、その後直ちに昇温速度０．５℃／秒以上で５００℃以上Ａｃ１点未満の温度範囲に再加熱し、フェライトを含むベイナイト組織とし、上降伏点もしくは０ . ２％耐力を５２１ＭＰａ以上とすることを特徴とする。
【００２１】
前記鋼は、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下のうちのいずれか一種または二種以上をさらに含有することが好ましい。
【００２２】
まず、本発明で用いる鋼材の化学成分の限定理由について説明する。以下の説明において「％」で示す単位は全て質量％である。
【００２３】
（１）Ｃ：０.０２〜０.１５％
Ｃは強度確保のために０.０２％以上添加する必要がある。一方、０.１５％を超えて添加すると溶接性を阻害する。したがって、Ｃ含有量は０.０２％以上０.１５％以下に限定する。
【００２４】
（２）Ｓｉ：０.０１〜０.５０％
Ｓｉは脱酸剤として有効であるとともに高強度化にも寄与する。このような効果を得るためには０.０１％以上の添加が必要である。一方、０.５０％を超えて添加すると溶接性、靭性を劣化させる。したがってＳｉ含有量は０.０１％以上０.５０％以下に限定する。
【００２５】
（３）Ｍｎ：０.５〜２.０％
Ｍｎは安価に焼入れ性の増加を通じて強度を高めるだけでなく、靭性向上にも寄与する。このような観点からＭｎは０.５％以上必要である。一方、Ｍｎが２.０％を超えると溶接性の劣化に繋がる。したがってＭｎ含有量は０.５％以上２.０％以下に限定する。
【００２６】
（４）Ｐ：０.０５％以下
Ｐは鋼の靭性を劣化させるため、その含有量はできるだけ低いことが望ましい。このためＰ含有量はその上限を０.０５％、好ましくは０.０３％とする。
【００２７】
（５）Ｓ：０.０２％以下
Ｓは多量に添加すると鋼の靭性を低下させるため極力低減することが望ましい。このためＳ含有量はその上限を０.０２％、好ましくは０.０１％とする。
【００２８】
（６）Ｎｂ：０.００５〜０.１０％
Ｎｂは本発明において非常に重要な働きをなす元素であり、再加熱時の析出強化を通じて高降伏強度化をもたらす。この効果を発揮させるためにはＮｂを０.００５％以上添加する必要がある。一方、０.１０％を超えて添加すると靭性が劣化する。したがってＮｂ含有量は０.００５％以上０.１０％以下に限定する。
【００２９】
（７）Ｖ：０.００５〜０.１０％
ＶもＮｂと同様、本発明において重要な働きをなす元素であり、再加熱時の析出強化を通じて高降伏強度化をもたらす。この効果を発揮させるためにはＶを０.００５％以上添加する必要がある。一方、０.１０％を超えて添加すると溶接性および靭性の低下を招く。したがってＶ含有量は０.００５％以上０.１０％以下に限定する。
【００３０】
（８）ＰCM：０.２５％以下
溶接割れ感受性指数は、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｎｉ／６０＋Ｖ／１０＋５Ｂ（但し、元素記号は鋼材中の各元素の含有量（質量％）を表す）で定義される関係式を用いて鋼材の各成分の含有値を代入して導くことが出来る。
【００３１】
溶接割れ感受性指数ＰCMを０．２５％以下として、低合金化により溶接性を向上し、低温割れの抑制を図る。厚肉物ではさらにＰCM≦０.２２％とすることが好ましい。
【００３２】
以上を本発明の基本成分とするが、強度、靭性や溶接性等の調整、耐候性の付与などを目的として、以下に示すＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｂの元素のうち１種または２種以上を添加しても良い。
【００３３】
（９）Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは固溶による強度上昇および耐候性確保のため必要に応じて添加する。しかし、その含有量が１．０％を超えると鋼材の溶接性を損なうとともに鋼材製造時に疵が生じやすくなる。したがって添加する場合は、Ｃｕ含有量の上限を１．０％とする。
【００３４】
（１０）Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは低温靭性を向上させるとともに耐候性やＣｕを添加した場合に生ずる熱間脆性の改善に有効であるため必要に応じて添加する。しかし、その添加量が２．０％を超えると溶接性を阻害する上、コスト上昇に繋がる。したがって添加する場合は、Ｎｉ含有量の上限を２．０％とすることが好ましく、さらに１．０％とすることがより好ましい。
【００３５】
（１１）Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは耐候性や強度の観点から必要に応じて添加されるが、その含有量が１．０％を超えると溶接性および靭性を損なう。したがって添加する場合は、Ｃｒ含有量の上限を１．０％とする。
【００３６】
（１２）Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは強度上昇のために必要に応じて添加されるが、その含有量が１．０％を超えると溶接性および靭性の劣化が生じる。したがって添加する場合は、Ｍｏ含有量の上限を１．０％とすることが好ましく、さらに０．５％とすることがより好ましい。
【００３７】
（１３）Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは強度上昇と溶接部靭性の改善のために必要に応じて添加される。しかし、その含有量が０．１％を超えるとコスト上昇を招く傾向にある。したがって添加する場合は、Ｔｉ含有量の上限を０．１％とすることが好ましく、さらに０．０５％とすることがより好ましい。
【００３８】
（１４）Ｂ：０．００５％以下
Ｂは焼入れ性を高め強度上昇に寄与するため、必要に応じて添加する。しかし、その含有量が０．００５％を超えると溶接性を害する。したがって添加する場合は、Ｂ含有量の上限を０．００５％とすることが好ましく、さらに０．００３％とすることがより好ましい。
【００３９】
次に製造条件についての限定理由を述べる。
【００４０】
本発明の製造方法は上記組成を有する鋼を（ａ）１０００℃以上１３００℃以下の温度範囲まで加熱する工程と、（ｂ）Ａｒ3点以上の温度域で累積圧下率５０％以上の圧延を行う工程と、（ｃ）直ちにＡｒ3点以上の温度域から冷却速度３℃／秒以上で３００℃以上６００℃以下の温度範囲まで加速冷却を行う工程と、（ｄ）その後直ちに昇温速度０．５℃／秒以上で５００℃以上Ａｃ1点未満の温度範囲に再加熱する工程とを具備する。
【００４１】
なお、上記温度、冷却速度および昇温速度は鋼材表面から中央部にかけての平均温度とする。
【００４２】
（ａ）加熱温度：１０００℃以上１３００℃以下の温度範囲
加熱温度が１０００℃未満であるとＮｂおよびＶの固溶が不十分となる。一方、加熱温度が１３００℃を超えると鋼の結晶粒が粗大化するので靭性の確保が困難となる。したがって、加熱温度は１０００℃以上１３００℃以下に限定する。
【００４３】
（ｂ）圧延：Ａｒ3点以上の温度域で累積圧下率５０％以上
圧延によりオーステナイト粒を微細化させて靭性向上を図るとともに、下記の加速冷却におけるベイナイト変態の促進を図る。このために、Ａｒ3点以上の累積圧下率が５０％以上の圧延を行う。Ａｒ3点以上の温度であればオーステナイト再結晶域あるいはオーステナイト未再結晶域のいずれで圧延を行っても構わない。但し、オーステナイト未再結晶域での過度の圧下は機械的特性に対して異方性が生じることから、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率は５０％以下とすることが望ましい。
【００４４】
なお、Ａｒ3点は例えば、Ａｒ3（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ（但し、元素記号は鋼材中の各元素の含有量（質量％）を表す）で定義される関係式を用いて鋼材の各成分の含有値を代入して導くことが出来る。
【００４５】
（ｃ）加速冷却：Ａｒ3点以上の温度域から冷却速度３℃／秒以上で３００℃以上６００℃以下の温度範囲
加速冷却により鋼組織を未変態オーステナイトとベイナイトの混合組織とする。したがって、フェライトの生成しない条件として、冷却開始温度：Ａｒ3点以上、冷却速度：３℃／秒以上、冷却停止温度：６００℃以下に規定する。さらに、冷却停止温度を３００℃未満とした場合、ベイナイト変態がほぼ完了してしまうため、また靭性に有害な島状マルテンサイトが生成するために、冷却停止温度の下限を３００℃とする。
【００４６】
（ｄ）再加熱：直ちに昇温速度０．５℃／秒以上で５００℃以上Ａｃ1点未満の温度範囲
加速冷却後直ちに再加熱を行い、未変態オーステナイトからフェライト変態させ、変態と同時にフェライト中にＮｂ，Ｖの炭窒化物を微細析出させる。これにより析出強化およびこれに伴う高降伏強度化（高降伏比化）を達成する。さらに、この工程によりベイナイトの焼戻しがなされ、靭性の向上を図る。昇温速度が０．５℃／秒未満では、再加熱に時間がかかり製造効率の悪化を招くとともに、ベイナイトの過度の軟化や析出物の過剰な成長が生じ、強度低下や靭性劣化が生じる。再加熱温度が５００℃未満ではフェライト変態およびＮｂ，Ｖ炭窒化物の析出が十分でない。また、再加熱温度がＡｃ1点以上であるとオーステナイト変態が生じ、組織が不均一となり強度低下や靭性劣化が生じる。したがって、昇温速度は０．５℃／秒以上とし、再加熱温度範囲は５００℃以上Ａｃ1点未満とする。
【００４７】
Ａｃ1点は例えば、Ａｃ1（℃）＝７２３−１４Ｍｎ＋２２Ｓｉ−１４．４Ｎｉ＋２３．３Ｃｒ（但し、元素記号は鋼材中の各元素の含有量（質量％）を表す）で定義される関係式を用いて鋼材の各成分の含有値を代入して導くことが出来る。
【００４８】
なお、所望の強度・靭性が得られる範囲内であれば、再加熱において目標温度範囲で等温保持を行っても良いし、行わなくても良い。さらに、再加熱後の冷却には、炉冷／放冷／急冷のいずれを選択しても構わない。
【００４９】
本発明の根幹は加速冷却後に直ちに再加熱を行うことである。したがって、加速冷却装置と加熱装置は同一ライン上にレイアウトされていること、すなわちオンラインであることが好ましい。加熱方式は所定の昇温速度が達成されるものであればいかなるものを用いても良いが、例えば誘導加熱、雰囲気加熱等を用いることができる。
【００５０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を実施例により詳細に説明するが、本発明はこれらに限られるものではない。
【００５１】
供試鋼として表１に示す組成を有する鋼を用意した。これらの供試鋼を溶製し、得られた鋼片に所定の圧延、冷却、熱処理を施し、板厚１２〜１００ｍｍの鋼板とした。このときの鋼板の製造条件として、加熱温度、Ａｒ3点以上の累積圧下率、冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度、昇温速度、再加熱温度を表２、表３に示す。
【００５２】
これらの鋼板について以下のように強度、靭性、溶接性、耐候性についての評価を行った。
【００５３】
強度は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定されている引張強度試験方法に準拠して、板厚の１／４の位置（板厚２５ｍｍ未満は板厚の１／２の位置）で圧延方向に対して直角方向に採取した丸棒試験片（１４ｍｍφ×ＧＬ５０ｍｍおよび１０ｍｍφ×ＧＬ３５ｍｍ）を用いて評価した。ここでは、上降伏点（ＹＳ）もしくは０．２％耐力が５２１ＭＰａ以上となるものを合格とした。また、得られた降伏比（ＹＲ）が８５％以上となるものを合格とした。
【００５４】
靭性は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されているＶノッチ試験片を板厚の１／４の位置（板厚２５ｍｍ未満は板厚の１／２の位置）で圧延方向と平行方向に採取して、シャルピー衝撃試験により評価した。ここでは、延性／脆性破面遷移温度（ｖＴｓ）がマイナス３０℃以下となるものを合格とした。
【００５５】
溶接性は、ＪＩＳ Ｚ ３１５８の規定に準拠して、温度２０℃、湿度６０％の雰囲気下で予熱温度２５℃としたｙ形溶接割れ試験を行い評価した。ここでは、割れの生じなかったものを合格とした。
【００５６】
耐候性は、表１に示すＤ，Ｆ，Ｊの鋼種を用いて製造した鋼板に関して、板厚の１／４の位置より採取した幅１００ｍｍ、長さ１５０ｍｍ、厚さ５ｍｍの板状試験片を用い、国内臨界工業地域にて３年間の大気暴露試験を行い評価した。ここでは、片面腐食減量が０．３ｍｍ以下となるものを合格とした。
【００５７】
以上の評価結果を表２、表３に併記する。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２】
【００６０】
【表３】
【００６１】
本発明に規定した範囲内の成分を有する鋼種を用い、本発明に従う熱処理を施した実施例１〜７および実施例２０〜２２の鋼板は、いずれも降伏点または０．２％耐力が５２１ＭＰａ以上、降伏比が８５％以上、延性／脆性破面遷移温度がマイナス３０℃以下であり、ｙ形溶接割れ試験においても割れが認められなかった。加えて、実施例２０〜２２の鋼板は優れた耐候性も兼ね備えていた。なお、これらの実施例鋼板の組織は、いずれもフェライトとベイナイトとの混合組織であり、応力−歪曲線は降伏点型であった。
【００６２】
このように本発明の製造方法に従えば、高降伏強度化（高降伏比）が達成され、かつ靭性および溶接性に優れた鋼材を製造することが可能である。また、必要に応じて耐候性も兼ね備えた鋼材を製造することも可能となる。
【００６３】
これに対し、ＶとＮｂの添加を行わなかった鋼種Ｋを用いた比較例８の鋼板、Ｖのみを添加してＮｂを添加しなかった鋼種Ｌを用いた比較例９の鋼板は、いずれも本発明に従う熱処理を施しても析出強化が発揮されず、高降伏強度化および高降伏比化が達成されていなかった。
【００６４】
Ｃ，Ｓｉ含有量およびＰCM値が本発明の上限を超える鋼種Ｍを用いた比較例１０の鋼板は、適正な製造条件としても焼入れ性が高くベイナイト主体の組織となったため、降伏比が低く、応力−歪曲線がラウンドハウス型となり、靭性と溶接性がともに低かった。
【００６５】
Ｐ，Ｓ含有量が本発明の上限を超える鋼種Ｎを用いた比較例１１の鋼板は靭性が低かった。
【００６６】
加熱温度が１３００℃を超える比較例１２の鋼板、Ａｒ3点以上の累積圧下率が５０％に満たない比較例２３の鋼板は高降伏強度化が達成されているものの、靭性が低かった。
【００６７】
冷却開始温度がＡｒ3点未満の比較例１３の鋼板、冷却速度が３℃／秒未満の比較例１４の鋼板、冷却停止温度が６００℃を超える比較例２４の鋼板はフェライト主体の組織となり、降伏強度が低かった。
【００６８】
冷却停止温度が３００℃を下回る比較例１５の鋼板、再加熱温度が０．５℃／秒を下回る比較例１６の鋼板、冷却停止後に再加熱を行わなかった比較例１７の鋼板、再加熱温度が５００℃下回る比較例１８の鋼板はいずれもベイナイト主体の組織であり、このため応力−歪曲線がラウンドハウス型となり、降伏強度および降伏比が低かった。また、比較例１７、比較例１８の鋼板に関してはベイナイトの焼戻しが不十分であったため靭性も低かった。
【００６９】
再加熱温度がＡｃ1点以上である比較例１９の鋼板は一部オーステナイト化するため組織が不均一となり、降伏強度および降伏比が低く、靭性も劣化していた。
【００７０】
【発明の効果】
以上示したように本発明の製造方法に従えば、特殊な工程や多量の合金元素の添加を必要とせずに、５２１ＭＰａ以上の上降伏点もしくは０．２％耐力を有する高張力鋼材を製造することが可能である。また、本発明により得られる鋼材は優れた靭性と溶接性をも兼ね備え得る。
【００７１】
さらに、本発明の製造方法はオンラインでの加速冷却−再加熱プロセスであるため、効率的に上記鋼材を生産することが可能である。したがって、橋梁に代表されるような溶接構造物の主要部材に適用するために十分な機械的特性を有する鋼材を短納期で、安価に提供することが出来る。
【００７２】
以上詳述したように本発明によれば、５２１ＭＰａ以上の上降伏点もしくは０．２％耐力を有し、かつ靭性および溶接性に優れた鋼材を高効率かつ低コストで製造する方法を提供することができる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接構造物の主要部材を対象とする高い降伏点を有する高靭性高張力鋼材の製造方法に関する。より具体的には、橋梁に代表される溶接構造物を対象とする上降伏点もしくは０ . ２％耐力が５２１ＭＰａ以上であって優れた溶接性を有する高靭性鋼材の効率的な製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、橋梁に代表される溶接構造物の主要鋼材に高張力鋼が適用される事例が多くなってきている。これは高張力鋼材の使用による設計の合理化、例えば鋼材重量の低減、薄肉化、さらにはこれに伴う溶接における省力化が狙いである。このような高張力鋼材には、例えば、ＪＩＳ Ｇ ３１０６および道路橋示法書に記載されているＳＭ５７０鋼（８ｍｍ≦板厚≦１００ｍｍ）があり、降伏強度が４５０ＭＰａ以上（降伏点一定鋼）、引張強度が５７０〜７２０ＭＰａ、マイナス５℃のシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上、ＰCM（溶接割れ感受性指数）≦０．２８％（板厚≦５０ｍｍ），ＰCM≦０．３０％（５０ｍｍ＜板厚≦１００ｍｍ）と規定されている。また、この他にも耐候性を有するＳＭＡ５７０Ｗ鋼もあり、これについても強度、靭性についてＳＭ５７０鋼と同様の規定がなされている。
【０００３】
一方、米国では近年、従来の橋梁用鋼材より優れた性能を有するＨｉｇｈ Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ Ｓｔｅｅｌ（ＨＰＳ）の開発がなされ、ＨＰＳの実橋への適用成果が報告されつつある。ＨＰＳは従来鋼よりも高強度、高靭性、高溶接性であり、かつ耐候性を有する鋼であり、溶接時の予熱省略、或いは予熱低減が可能とされている。例えばＨＰＳは、強度に関してＡＳＴＭ Ａ７０９ Ｇｒ．７０Ｗ（板厚≦１００ｍｍ）において降伏強度が４８５ＭＰａ以上、引張強度が６２０〜７６０ＭＰａと規定され、低温靭性に関してＡＳＴＭ Ａ７０９ Ｚｏｎｅ３でマイナス２３℃の吸収エネルギーが４８Ｊ以上と規定されている。このようなＨＰＳを使用することにより、大幅な鋼材重量の低減や建設コストの削減が可能となったことが報告されている。
【０００４】
このように、従来のＳＭ５７０鋼或いはＳＭＡ５７０Ｗ鋼よりもさらに低コストで製造され、かつ改善された降伏強度、靭性、溶接施工性を有する鋼材が求められ、研究が進められている。
【０００５】
これまで、ＳＭ５７０鋼或いはＳＭＡ５７０Ｗ鋼は焼入れ／焼戻しにより製造されてきた。このような技術は、例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３などに開示されている。
【０００６】
上記の熱処理における焼戻しはオフラインで行われてきたが、製造コスト削減や納期短縮の観点からオンラインでの熱処理を用いることが望ましい。このような技術として、例えば、特許文献４には、圧延後さらに［Ａｒ3点−３０℃］〜［Ａｒ3点−１５０℃］の温度域でレベラー掛けまたは軽圧下処理を施すことでＮｂ，Ｖの析出を促進しつつ、その後、加速冷却することにより高降伏点鋼を得る手法が開示されている。また、特許文献５には、圧延後［Ａｒ3点−７０℃］〜［Ａｒ3点−１５０℃］の温度範囲で２分間以上保持し、この間にＮｂ，Ｖを析出させ、その後に加速冷却することにより高降伏点鋼板を得るプロセスが開示されている。また、特許文献６にはＣｕ，Ｎｉ，Ｔｉ，ＲＥＭを含有する鋼を圧延後、引き続き３５０〜５００℃の温度域まで加速冷却することにより降伏強度４６ｋｇｆ／ｍｍ2以上を有する鋼材を得る技術が開示されている。
【０００７】
特許文献７には加速冷却装置と同一の製造ライン上に設置された加熱装置を用い、圧延、冷却、焼戻しを連続的に行う方法が開示されている。この技術によれば、冷却により鋼組織をベイナイトまたはマルテンサイト組織とした後に、急速加熱焼戻しを行うことにより過飽和に固溶した炭素を微細なセメンタイトとして析出させることができる。このため、従来の焼入れ／焼戻しプロセスよりも効率的に鋼材を製造することが可能であり、かつ得られる鋼材を強度・靭性に優れたものとすることが可能となる。
【０００８】
【特許文献１】
特開昭６１−１３９６２７号公報
【０００９】
【特許文献２】
特開２０００−４５０４４号公報
【００１０】
【特許文献３】
特開２００２−４７５３２号公報
【００１１】
【特許文献４】
特開昭６２−８９８１４号公報
【００１２】
【特許文献５】
特開平４−２２１０１５号公報
【００１３】
【特許文献６】
特開昭６３−１６１１１９号公報
【００１４】
【特許文献７】
特許３０１５９２３号公報
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、上記した技術には以下のような問題点がある。
【００１６】
例えば、オンラインでの製造法に関して、特許文献４〜６に開示されている技術はいずれも加速冷却ままで高降伏強度を有する鋼を得る手法であるが、このようにして得られた鋼は、焼入れ／焼戻しプロセスを用いて製造した鋼に比べて降伏強度が低い。これは、焼戻し時の析出強化による高降伏強度化を活用できないからである。例えば、特許文献６の実施例で示されている鋼の降伏比は平均で約８１％である。また、特許文献４，５に開示されている技術は、Ｎｂ，Ｖの析出強化を活用することにより高降伏強度化することを狙いとして、Ａｒ3点以下の温度域でレベラー掛け／軽圧下ならびに保持を行うものであるが、これらの公報の実施例で示されている鋼の降伏比は平均でそれぞれ８３％、８４％程度である。
【００１７】
特許文献７に開示されている技術に基づけば、従来の焼入れ／焼戻しプロセスと同様に高降伏強度（降伏比≧約８５％）の鋼を高効率に製造することができる可能性がある。ただし、この技術で得られる鋼の基本的な組織は焼き戻されたベイナイトまたはマルテンサイト組織である。したがって、その実施例が示すように大半の鋼は冷却停止温度が室温と低く、焼戻し時の温度差（焼戻し終了温度−焼戻し開始温度）が大きいために、消費電力などのコスト増に繋がる。
【００１８】
本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、５２１ＭＰａ以上の上降伏点もしくは０ . ２％耐力を有し、かつ靭性および溶接性に優れた鋼材を高効率かつ低コストで製造する方法を提供することを目的とする。
【００１９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決するべく実験と検討を重ねた結果、高降伏強度化（高降伏比化）に対して最適な組織はフェライトを含むベイナイト組織であることを見出した。このような組織をライン上に配置された加速冷却、加熱設備を駆使して一連の工程で造りこむことにより、フェライト中に微細な析出物を分散させることが可能となり、この結果、高降伏強度化を図ることができ、さらに高靭性かつ溶接性に優れた鋼材が得られるのである。本発明は以上のような知見に基づいてなされたものである。
【００２０】
本発明の優れた溶接性を有する高靭性高降伏点鋼材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％を含有し、かつＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｎｉ／６０＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義される溶接割れ感受性指数が０．２５％以下であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、１０００℃以上１３００℃以下の温度範囲まで加熱し、Ａｒ３点以上の温度域で累積圧下率が５０％以上の圧延を行い、直ちにＡｒ３点以上の温度域から冷却速度３℃／秒以上で３００℃以上６００℃以下の温度範囲まで加速冷却を行い、その後直ちに昇温速度０．５℃／秒以上で５００℃以上Ａｃ１点未満の温度範囲に再加熱し、フェライトを含むベイナイト組織とし、上降伏点もしくは０ . ２％耐力を５２１ＭＰａ以上とすることを特徴とする。
【００２１】
前記鋼は、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下のうちのいずれか一種または二種以上をさらに含有することが好ましい。
【００２２】
まず、本発明で用いる鋼材の化学成分の限定理由について説明する。以下の説明において「％」で示す単位は全て質量％である。
【００２３】
（１）Ｃ：０.０２〜０.１５％
Ｃは強度確保のために０.０２％以上添加する必要がある。一方、０.１５％を超えて添加すると溶接性を阻害する。したがって、Ｃ含有量は０.０２％以上０.１５％以下に限定する。
【００２４】
（２）Ｓｉ：０.０１〜０.５０％
Ｓｉは脱酸剤として有効であるとともに高強度化にも寄与する。このような効果を得るためには０.０１％以上の添加が必要である。一方、０.５０％を超えて添加すると溶接性、靭性を劣化させる。したがってＳｉ含有量は０.０１％以上０.５０％以下に限定する。
【００２５】
（３）Ｍｎ：０.５〜２.０％
Ｍｎは安価に焼入れ性の増加を通じて強度を高めるだけでなく、靭性向上にも寄与する。このような観点からＭｎは０.５％以上必要である。一方、Ｍｎが２.０％を超えると溶接性の劣化に繋がる。したがってＭｎ含有量は０.５％以上２.０％以下に限定する。
【００２６】
（４）Ｐ：０.０５％以下
Ｐは鋼の靭性を劣化させるため、その含有量はできるだけ低いことが望ましい。このためＰ含有量はその上限を０.０５％、好ましくは０.０３％とする。
【００２７】
（５）Ｓ：０.０２％以下
Ｓは多量に添加すると鋼の靭性を低下させるため極力低減することが望ましい。このためＳ含有量はその上限を０.０２％、好ましくは０.０１％とする。
【００２８】
（６）Ｎｂ：０.００５〜０.１０％
Ｎｂは本発明において非常に重要な働きをなす元素であり、再加熱時の析出強化を通じて高降伏強度化をもたらす。この効果を発揮させるためにはＮｂを０.００５％以上添加する必要がある。一方、０.１０％を超えて添加すると靭性が劣化する。したがってＮｂ含有量は０.００５％以上０.１０％以下に限定する。
【００２９】
（７）Ｖ：０.００５〜０.１０％
ＶもＮｂと同様、本発明において重要な働きをなす元素であり、再加熱時の析出強化を通じて高降伏強度化をもたらす。この効果を発揮させるためにはＶを０.００５％以上添加する必要がある。一方、０.１０％を超えて添加すると溶接性および靭性の低下を招く。したがってＶ含有量は０.００５％以上０.１０％以下に限定する。
【００３０】
（８）ＰCM：０.２５％以下
溶接割れ感受性指数は、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｎｉ／６０＋Ｖ／１０＋５Ｂ（但し、元素記号は鋼材中の各元素の含有量（質量％）を表す）で定義される関係式を用いて鋼材の各成分の含有値を代入して導くことが出来る。
【００３１】
溶接割れ感受性指数ＰCMを０．２５％以下として、低合金化により溶接性を向上し、低温割れの抑制を図る。厚肉物ではさらにＰCM≦０.２２％とすることが好ましい。
【００３２】
以上を本発明の基本成分とするが、強度、靭性や溶接性等の調整、耐候性の付与などを目的として、以下に示すＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｂの元素のうち１種または２種以上を添加しても良い。
【００３３】
（９）Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは固溶による強度上昇および耐候性確保のため必要に応じて添加する。しかし、その含有量が１．０％を超えると鋼材の溶接性を損なうとともに鋼材製造時に疵が生じやすくなる。したがって添加する場合は、Ｃｕ含有量の上限を１．０％とする。
【００３４】
（１０）Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは低温靭性を向上させるとともに耐候性やＣｕを添加した場合に生ずる熱間脆性の改善に有効であるため必要に応じて添加する。しかし、その添加量が２．０％を超えると溶接性を阻害する上、コスト上昇に繋がる。したがって添加する場合は、Ｎｉ含有量の上限を２．０％とすることが好ましく、さらに１．０％とすることがより好ましい。
【００３５】
（１１）Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは耐候性や強度の観点から必要に応じて添加されるが、その含有量が１．０％を超えると溶接性および靭性を損なう。したがって添加する場合は、Ｃｒ含有量の上限を１．０％とする。
【００３６】
（１２）Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは強度上昇のために必要に応じて添加されるが、その含有量が１．０％を超えると溶接性および靭性の劣化が生じる。したがって添加する場合は、Ｍｏ含有量の上限を１．０％とすることが好ましく、さらに０．５％とすることがより好ましい。
【００３７】
（１３）Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは強度上昇と溶接部靭性の改善のために必要に応じて添加される。しかし、その含有量が０．１％を超えるとコスト上昇を招く傾向にある。したがって添加する場合は、Ｔｉ含有量の上限を０．１％とすることが好ましく、さらに０．０５％とすることがより好ましい。
【００３８】
（１４）Ｂ：０．００５％以下
Ｂは焼入れ性を高め強度上昇に寄与するため、必要に応じて添加する。しかし、その含有量が０．００５％を超えると溶接性を害する。したがって添加する場合は、Ｂ含有量の上限を０．００５％とすることが好ましく、さらに０．００３％とすることがより好ましい。
【００３９】
次に製造条件についての限定理由を述べる。
【００４０】
本発明の製造方法は上記組成を有する鋼を（ａ）１０００℃以上１３００℃以下の温度範囲まで加熱する工程と、（ｂ）Ａｒ3点以上の温度域で累積圧下率５０％以上の圧延を行う工程と、（ｃ）直ちにＡｒ3点以上の温度域から冷却速度３℃／秒以上で３００℃以上６００℃以下の温度範囲まで加速冷却を行う工程と、（ｄ）その後直ちに昇温速度０．５℃／秒以上で５００℃以上Ａｃ1点未満の温度範囲に再加熱する工程とを具備する。
【００４１】
なお、上記温度、冷却速度および昇温速度は鋼材表面から中央部にかけての平均温度とする。
【００４２】
（ａ）加熱温度：１０００℃以上１３００℃以下の温度範囲
加熱温度が１０００℃未満であるとＮｂおよびＶの固溶が不十分となる。一方、加熱温度が１３００℃を超えると鋼の結晶粒が粗大化するので靭性の確保が困難となる。したがって、加熱温度は１０００℃以上１３００℃以下に限定する。
【００４３】
（ｂ）圧延：Ａｒ3点以上の温度域で累積圧下率５０％以上
圧延によりオーステナイト粒を微細化させて靭性向上を図るとともに、下記の加速冷却におけるベイナイト変態の促進を図る。このために、Ａｒ3点以上の累積圧下率が５０％以上の圧延を行う。Ａｒ3点以上の温度であればオーステナイト再結晶域あるいはオーステナイト未再結晶域のいずれで圧延を行っても構わない。但し、オーステナイト未再結晶域での過度の圧下は機械的特性に対して異方性が生じることから、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率は５０％以下とすることが望ましい。
【００４４】
なお、Ａｒ3点は例えば、Ａｒ3（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ（但し、元素記号は鋼材中の各元素の含有量（質量％）を表す）で定義される関係式を用いて鋼材の各成分の含有値を代入して導くことが出来る。
【００４５】
（ｃ）加速冷却：Ａｒ3点以上の温度域から冷却速度３℃／秒以上で３００℃以上６００℃以下の温度範囲
加速冷却により鋼組織を未変態オーステナイトとベイナイトの混合組織とする。したがって、フェライトの生成しない条件として、冷却開始温度：Ａｒ3点以上、冷却速度：３℃／秒以上、冷却停止温度：６００℃以下に規定する。さらに、冷却停止温度を３００℃未満とした場合、ベイナイト変態がほぼ完了してしまうため、また靭性に有害な島状マルテンサイトが生成するために、冷却停止温度の下限を３００℃とする。
【００４６】
（ｄ）再加熱：直ちに昇温速度０．５℃／秒以上で５００℃以上Ａｃ1点未満の温度範囲
加速冷却後直ちに再加熱を行い、未変態オーステナイトからフェライト変態させ、変態と同時にフェライト中にＮｂ，Ｖの炭窒化物を微細析出させる。これにより析出強化およびこれに伴う高降伏強度化（高降伏比化）を達成する。さらに、この工程によりベイナイトの焼戻しがなされ、靭性の向上を図る。昇温速度が０．５℃／秒未満では、再加熱に時間がかかり製造効率の悪化を招くとともに、ベイナイトの過度の軟化や析出物の過剰な成長が生じ、強度低下や靭性劣化が生じる。再加熱温度が５００℃未満ではフェライト変態およびＮｂ，Ｖ炭窒化物の析出が十分でない。また、再加熱温度がＡｃ1点以上であるとオーステナイト変態が生じ、組織が不均一となり強度低下や靭性劣化が生じる。したがって、昇温速度は０．５℃／秒以上とし、再加熱温度範囲は５００℃以上Ａｃ1点未満とする。
【００４７】
Ａｃ1点は例えば、Ａｃ1（℃）＝７２３−１４Ｍｎ＋２２Ｓｉ−１４．４Ｎｉ＋２３．３Ｃｒ（但し、元素記号は鋼材中の各元素の含有量（質量％）を表す）で定義される関係式を用いて鋼材の各成分の含有値を代入して導くことが出来る。
【００４８】
なお、所望の強度・靭性が得られる範囲内であれば、再加熱において目標温度範囲で等温保持を行っても良いし、行わなくても良い。さらに、再加熱後の冷却には、炉冷／放冷／急冷のいずれを選択しても構わない。
【００４９】
本発明の根幹は加速冷却後に直ちに再加熱を行うことである。したがって、加速冷却装置と加熱装置は同一ライン上にレイアウトされていること、すなわちオンラインであることが好ましい。加熱方式は所定の昇温速度が達成されるものであればいかなるものを用いても良いが、例えば誘導加熱、雰囲気加熱等を用いることができる。
【００５０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を実施例により詳細に説明するが、本発明はこれらに限られるものではない。
【００５１】
供試鋼として表１に示す組成を有する鋼を用意した。これらの供試鋼を溶製し、得られた鋼片に所定の圧延、冷却、熱処理を施し、板厚１２〜１００ｍｍの鋼板とした。このときの鋼板の製造条件として、加熱温度、Ａｒ3点以上の累積圧下率、冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度、昇温速度、再加熱温度を表２、表３に示す。
【００５２】
これらの鋼板について以下のように強度、靭性、溶接性、耐候性についての評価を行った。
【００５３】
強度は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定されている引張強度試験方法に準拠して、板厚の１／４の位置（板厚２５ｍｍ未満は板厚の１／２の位置）で圧延方向に対して直角方向に採取した丸棒試験片（１４ｍｍφ×ＧＬ５０ｍｍおよび１０ｍｍφ×ＧＬ３５ｍｍ）を用いて評価した。ここでは、上降伏点（ＹＳ）もしくは０．２％耐力が５２１ＭＰａ以上となるものを合格とした。また、得られた降伏比（ＹＲ）が８５％以上となるものを合格とした。
【００５４】
靭性は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されているＶノッチ試験片を板厚の１／４の位置（板厚２５ｍｍ未満は板厚の１／２の位置）で圧延方向と平行方向に採取して、シャルピー衝撃試験により評価した。ここでは、延性／脆性破面遷移温度（ｖＴｓ）がマイナス３０℃以下となるものを合格とした。
【００５５】
溶接性は、ＪＩＳ Ｚ ３１５８の規定に準拠して、温度２０℃、湿度６０％の雰囲気下で予熱温度２５℃としたｙ形溶接割れ試験を行い評価した。ここでは、割れの生じなかったものを合格とした。
【００５６】
耐候性は、表１に示すＤ，Ｆ，Ｊの鋼種を用いて製造した鋼板に関して、板厚の１／４の位置より採取した幅１００ｍｍ、長さ１５０ｍｍ、厚さ５ｍｍの板状試験片を用い、国内臨界工業地域にて３年間の大気暴露試験を行い評価した。ここでは、片面腐食減量が０．３ｍｍ以下となるものを合格とした。
【００５７】
以上の評価結果を表２、表３に併記する。
【００５８】
【表１】
【表２】
【表３】
本発明に規定した範囲内の成分を有する鋼種を用い、本発明に従う熱処理を施した実施例１〜７および実施例２０〜２２の鋼板は、いずれも降伏点または０．２％耐力が５２１ＭＰａ以上、降伏比が８５％以上、延性／脆性破面遷移温度がマイナス３０℃以下であり、ｙ形溶接割れ試験においても割れが認められなかった。加えて、実施例２０〜２２の鋼板は優れた耐候性も兼ね備えていた。なお、これらの実施例鋼板の組織は、いずれもフェライトとベイナイトとの混合組織であり、応力−歪曲線は降伏点型であった。
【００６２】
このように本発明の製造方法に従えば、高降伏強度化（高降伏比）が達成され、かつ靭性および溶接性に優れた鋼材を製造することが可能である。また、必要に応じて耐候性も兼ね備えた鋼材を製造することも可能となる。
【００６３】
これに対し、ＶとＮｂの添加を行わなかった鋼種Ｋを用いた比較例８の鋼板、Ｖのみを添加してＮｂを添加しなかった鋼種Ｌを用いた比較例９の鋼板は、いずれも本発明に従う熱処理を施しても析出強化が発揮されず、高降伏強度化および高降伏比化が達成されていなかった。
【００６４】
Ｃ，Ｓｉ含有量およびＰCM値が本発明の上限を超える鋼種Ｍを用いた比較例１０の鋼板は、適正な製造条件としても焼入れ性が高くベイナイト主体の組織となったため、降伏比が低く、応力−歪曲線がラウンドハウス型となり、靭性と溶接性がともに低かった。
【００６５】
Ｐ，Ｓ含有量が本発明の上限を超える鋼種Ｎを用いた比較例１１の鋼板は靭性が低かった。
【００６６】
加熱温度が１３００℃を超える比較例１２の鋼板、Ａｒ3点以上の累積圧下率が５０％に満たない比較例２３の鋼板は高降伏強度化が達成されているものの、靭性が低かった。
【００６７】
冷却開始温度がＡｒ3点未満の比較例１３の鋼板、冷却速度が３℃／秒未満の比較例１４の鋼板、冷却停止温度が６００℃を超える比較例２４の鋼板はフェライト主体の組織となり、降伏強度が低かった。
【００６８】
冷却停止温度が３００℃を下回る比較例１５の鋼板、再加熱温度が０．５℃／秒を下回る比較例１６の鋼板、冷却停止後に再加熱を行わなかった比較例１７の鋼板、再加熱温度が５００℃下回る比較例１８の鋼板はいずれもベイナイト主体の組織であり、このため応力−歪曲線がラウンドハウス型となり、降伏強度および降伏比が低かった。また、比較例１７、比較例１８の鋼板に関してはベイナイトの焼戻しが不十分であったため靭性も低かった。
【００６９】
再加熱温度がＡｃ1点以上である比較例１９の鋼板は一部オーステナイト化するため組織が不均一となり、降伏強度および降伏比が低く、靭性も劣化していた。
【００７０】
【発明の効果】
以上示したように本発明の製造方法に従えば、特殊な工程や多量の合金元素の添加を必要とせずに、５２１ＭＰａ以上の上降伏点もしくは０．２％耐力を有する高張力鋼材を製造することが可能である。また、本発明により得られる鋼材は優れた靭性と溶接性をも兼ね備え得る。
【００７１】
さらに、本発明の製造方法はオンラインでの加速冷却−再加熱プロセスであるため、効率的に上記鋼材を生産することが可能である。したがって、橋梁に代表されるような溶接構造物の主要部材に適用するために十分な機械的特性を有する鋼材を短納期で、安価に提供することが出来る。
【００７２】
以上詳述したように本発明によれば、５２１ＭＰａ以上の上降伏点もしくは０．２％耐力を有し、かつ靭性および溶接性に優れた鋼材を高効率かつ低コストで製造する方法を提供することができる。
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％を含有し、かつＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｎｉ／６０＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義される溶接割れ感受性指数が０．２５％以下であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、１０００℃以上１３００℃以下の温度範囲まで加熱し、Ａｒ３点以上の温度域で累積圧下率が５０％以上の圧延を行い、直ちにＡｒ３点以上の温度域から冷却速度３℃／秒以上で３００℃以上６００℃以下の温度範囲まで加速冷却を行い、その後直ちに昇温速度０．５℃／秒以上で５００℃以上Ａｃ１点未満の温度範囲に再加熱し、フェライトを含むベイナイト組織とし、上降伏点もしくは０ . ２％耐力を５２１ＭＰａ以上とすることを特徴とする優れた溶接性を有する高靭性高降伏点鋼材の製造方法。
- 前記鋼は、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下のうちのいずれか一種または二種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１記載の方法。
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