JP2002053912A - 音響異方性が小さく溶接性に優れた非調質型低降伏比高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 溶接施工において予熱不要で、且つ降伏比７
６％以下を有し、音響異方性が小さいと共に塑性変形能
が大きく、しかも溶接性に優れた引張強さが５９０ＭＰ
ａ以上の非調質型低降伏比高張力鋼板を製造する為の有
用な方法を提案する。 【解決手段】 Ｃ：０．０２５〜０．０４５％、Ｎ：
０．００１〜０．００５％を含有し、Ｍｏを実質的に含
有しないＮｂ−Ｂ−Ｔｉ系の鋼素材を、Ｎｂ固溶温度以
上１２５０℃以下に加熱後圧延を開始し、オーステナイ
トの未再結晶域での累積圧下率を６０％以下として、オ
ーステナイトの未再結晶温度−８０℃以上で圧延を終了
した後空冷し、ベイナイト地に島状マルテンサイトが微
細分散したミクロ組織とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、音響異方性が小さ
いと共に塑性変形能が大きく且つ溶接性に優れ、しかも
引張強さが５９０ＭＰａ以上の溶接構造用非調質型高張
力鋼板を製造する方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】引張強さ５９０ＭＰａ以上を有する調質
高張力鋼板は、タンク、橋梁、ペンストック等に使用さ
れ、主として焼入れ・焼戻しによって製造されている。
しかしながら、こうした調質高張力鋼板は、降伏比
［（降伏強度／引張強度）×１００（％）］が通常９０
％以上と高くなって塑性変形能が低く、大地震時に十分
な安全性を確保できず、建築用としては不向きであっ
た。

【０００３】また、建築用や橋梁用の鋼板では、探傷方
向によって著しく音速が変化すると、鋼溶接部に対する
超音波斜角探傷において溶接欠陥の正確な位置を検出で
きないことから、いわゆる「音響異方性」が小さいこと
が要求される。

【０００４】これら低降伏比および小さい音響異方性が
要求される鋼板の製造方法としては、例えば「日本鋼管
技報」［Ｎｏ．１２２（１９８８），Ｐ５〜１０］が提
案されている。この技術では、Ａｃ₃点以上の温度から
なる再加熱焼入れとＡｃ₁点未満の温度での焼戻し
（Ｔ）との組合せからなる従来の熱処理（Ｑ−Ｔ）方法
と異なり、この二つの熱処理の中間に二相域温度（Ａｃ
₁点以上Ａｃ₃点未満）からの焼入れ（Ｑ’）を施すＱ−
Ｑ’−Ｔ法を主眼とするものである。そしてこの技術で
は、上記焼入れ（Ｑ’）によって、軟質で延性に優れる
フェライトとより硬質のベイナイトの二相組織として、
降伏比８０％以下、引張強さ５９０ＭＰａ以上を得るも
のである。

【０００５】この様な熱処理を活用した低降伏比で音響
異方性の小さい中炭素系の各種５９０ＭＰａ級鋼板は、
建築用として使用されている。しかしながら、上記技術
によって得られる鋼板は、フェライト相の生成を利用し
たものであり、所定の強度を確保するには、従来の５９
０ＭＰａ級鋼板よりも炭素当量を高くする必要があるの
で、溶接時に１００℃程度の予熱が必要となる。また、
この様な鋼板を建築用のコンクリート充填鋼管柱（ＣＦ
Ｔ）等の鋼管柱に用いる場合には、冷間曲げ成形後にお
いて、フェライト相の加工硬化によるものと考えられる
降伏比の著しい上昇が発現し、建築用鋼管に要求される
降伏比８０％以下を満足させることができず、応力除去
焼鈍を付加する必要が生じている。

【０００６】一方、調質工程が不要の５７０ＭＰａ級鋼
の製造方法としては、例えば「川崎製鉄技報」［ＶＯ
Ｌ．３０，Ｎｏ．３（１９９８），Ｐ１３１〜１３６］
が提案されている。この技術では、Ｃ含有量をフェライ
トの固溶限（約０．０２％）以下とし、且つＭｎ，Ｃ
ｕ，Ｎｉ，ＮｂおよびＢを適量添加して、ベイナイトの
単相化を図ることで５７０ＭＰａ級の３８ｍｍおよび７
５ｍｍ厚鋼板を空冷ままで製造できることを開示してい
る。

【０００７】しかしながら、この技術においては、その
降伏比は板厚１／４部（以下、「ｔ／４」と記す）で７
７〜８０％と、上記建築用鋼に対する要求値（８０％以
下）の上限近傍にあり、鋼管柱用としてこの鋼材を冷間
曲げ成形した場合には、降伏比が８０％を超えることが
あるばかりでなく、前述した様な音響異方性については
考慮されておらず、建築用としては採用できないのが実
状である。

【０００８】また、極低炭素系のベイナイト組織を活用
し、音響異方性を改善すると共に引張強さが５７０ＭＰ
ａ級または５９０ＭＰａ級の鋼材を製造する方法とし
て、例えば特開平９−２５６０４２号や同１１−１９３
４４５号等の技術も提案されている。

【０００９】上記特開平９−２５６０４２号では、Ｃ：
０．００１％以上０．０３０％未満、Ｓｉ：０．６０％
以下、Ｍｎ：０．２０〜３．００％、Ｎｉ：２．０％以
下、Ｃｕ：０．７〜２．０％およびＡｌ：０．１０％以
下を含む組成になる鋼素材を、８６０℃以上の温度に加
熱して冷却した後、５００℃以上８００℃未満の温度域
に再加熱して冷却することによって、素質ばらつきが少
なく且つ音響異方性の小さい５７０ＭＰａ級の高強度鋼
材を製造する方法について開示されている。

【００１０】一方、上記特開平１１−１９３４４５号で
は、Ｃ：０．００５〜０．０２５％、Ｓｉ：０．６０％
以下、Ｍｎ：０．４〜１．６％、Ｐ：０．０２５％以
下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｃ
ｕ：０．６〜２％、Ｎｉ：０．２５〜２．０％、Ｔｉ：
０．００１〜０．０５０％およびＢ：０．０００２〜
０．００３０％を、重量比Ｍｎ／Ｃｕ：２．０以下且つ
１１７Ｍｎ（％）＋１６３Ｃｕ（％）：２５０〜３５０
の下に含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる
成分組成を有する鋳片を、１０５０〜１２５０℃に再加
熱後、９５０℃以下の温度域における累積圧下率が５０
％以下、および仕上圧延が８００℃以上の熱間圧延を施
すことによって、圧延ままで鋼板の厚み方向の靭性およ
び音響異方性に優れる５９０ＭＰａ級の溶接用極厚鋼板
を製造する方法について開示されている。

【００１１】しかしながら、これらの技術においては、
次に示す様な問題がある。まず特開平９−２５６０４２
号の技術では、得られる鋼材の音響異方性は小さいもの
の、降伏比は８０％を超えるものである。一方、特開平
１１−１９３４４５号の技術では、得られる鋼板の音響
異方性は小さく、且つ降伏比も７７〜８０％であり、建
築用鋼材に対する要求値（８０％以下）を満足するもの
の、その余裕代が小さく鋼管柱用としてこの鋼板に曲げ
成形した場合には、降伏比が上昇して８０％を超えるこ
とになる。こうしたことから、曲げ成形が施される鋼板
にあっては、上記降伏比は７６％以下の低い値を目標と
する必要があるが、上記技術ではこうした要求に対応で
きない。また、この技術では、Ｃｕの析出による強度上
昇効果を、析出熱処理ではなく圧延後の冷却過程に依っ
ているので、冷却速度が速い場合には上記効果が安定し
て得られるとは限らず、しかもこうした効果は板厚に依
存することにもなる。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来技術に
おける上記の課題を解決するためになされたものであっ
て、その目的は、溶接施工において予熱不要で、且つ降
伏比７６％以下を有し、音響異方性が小さいと共に塑性
変形能が大きく、しかも溶接性に優れた引張強さ５９０
ＭＰａ以上の非調質型低降伏比高張力鋼板を製造する為
の有用な方法を提案することにある。

【００１３】

【課題を解決するための手段】上記目的を達成すること
のできた非調質型低降伏比高張力鋼板の製造方法とは、
Ｃ：０．０２５〜０．０４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．
６％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
０５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：
０．０００３〜０．００３％、Ｎ：０．００１〜０．０
０５％、および下記（１）式を満足するＴｉを夫々含有
すると共に、実質的にＭｏを含まず、且つ下記（２）式
で表されるＣＥＮが０．２０〜０．２９％の範囲を満足
する化学組成を有する鋼素材を、Ｎｂ固溶温度以上１２
５０℃以下に加熱後圧延を開始し、オーステナイトの未
再結晶域での累積圧下率を６０％以下として、オーステ
ナイトの未再結晶化温度−８０℃以上で圧延を終了した
後空冷し、ベイナイト地に島状マルテンサイトが微細分
散したミクロ組織とする点に要旨を有するものである。 （４７．９／１４．０）×[N]-０．００３≦[Ti]≦０．０３（％）……（１） 但し、[N]および[Ti]は、夫々ＮおよびＴｉの含有量（質量％）を示す。 ＣＥ_N（％）＝[C]＋Ａ（ｃ）｛［Si］／２４＋［Mn］／６＋［Cu］／１５+ ［Ni］／２０＋（［Cr］＋［Mo］＋［Nb］＋[V]）／５＋５ [B]｝ ……（２） 但し、Ａ（ｃ）＝０．７５＋０．２５・ｔａｎｈ｛２０
（[C]−０．１２）｝であり、[C],［Si］,［Mn］,［C
u］,［Ni］,［Cr］,［Mo］,［Nb],[V]および[B]は、夫
々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ
およびＢの含有量（質量％）を示す。

【００１４】本発明の製造方法においては、用いる鋼素
材の化学成分組成として、上記（２）式に含まれる化学
成分のうち、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖの含有量について
は、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜３
％、Ｃｒ：０．０５〜１．２％、Ｖ：０．００５〜０．
２０％であることが好ましい。尚、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，
Ｖ等は、鋼板の強度を上昇させるという観点からすれば
同効元素であるので、これらの元素の１種以上を適宜選
んで含有させるようにすれば良い。

【００１５】但し、上記（２）式に含まれる化学成分
は、上記好ましい範囲を外れて含有してもよいことは勿
論であり、こうした鋳片を用いることも本発明の技術的
範囲に含まれるものである。また、本発明の製造方法に
おいては、用いる鋳片としては、上記の他、必要によっ
て、（ａ）Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、（ｂ）希
土類元素：０．００２〜０．０２％、等を含有させるこ
とも有効であり、これら含有させる成分に応じて高張力
鋼板の特性を更に向上させることができる。

【００１６】また、上記方法においては、ベイナイト地
に０．８〜２．５体積％の島状マルテンサイト相が分散
したミクロ組織とすることが好ましい。

【００１７】

【発明の実施の形態】建築用の鋼管柱の様に曲げ成形さ
れて鋼構造物に供される場合には、鋼管成形時における
スプリングバックの発生および降伏比の上昇等を抑制す
る為に、ベースとなる鋼材の降伏比を目標７６％以下と
低位に設定する必要がある。加えて、現行のＱ−Ｑ’−
Ｔ型の低降伏比５９０ＭＰａ級鋼の溶接性も溶接施工の
効率化の点から改善する必要がある。

【００１８】こうしたことから本発明者らは、非調質で
溶接低温割れ感受性が低く、且つ７６％以下の低降伏比
の高張力鋼板が得られる成分系および組織制御、および
その為の製造条件について様々な角度から検討した。

【００１９】その結果、従来のフェライト固溶限以下の
炭素を含むベイナイト組織鋼材が有する高降伏比を低減
化させる為には、転位密度の小さい極低炭素ベイナイト
を基地とし、この基地中に硬質の島状マルテンサイトを
微細に分散形成させたミクロ組織とすること、具体的に
はＣ含有量をフェライトの固溶限（０．０２％）を超え
た０．００２５％以上０．０４５％以下の範囲に増量す
ると共に変態域を空冷で通過させることが、ベイナイト
地の転位密度の低減および島状マルテンサイトとの２相
分離化に必要であることが分かった。

【００２０】また、鋼材の音響異方性を建築用鋼材の要
求レベルまで低減させる為には、オーステナイトの未再
結晶域での累積圧下率を６０％以下とすると共に、圧延
仕上温度をオーステナイトの未再結晶化温度−８０℃以
上とすることによって、ＪＩＳ Ｚ ３０６０で規定さ
れる横波音速比Ｃ_SL／Ｃ_SC［振動方向をＬ方向（主圧延
方向）とＣ方向（Ｌ方向に直角な方向）として得られた
横波音速値Ｃ_SL（ｍ／ｓ）とＣ_SC（ｍ／ｓ）の比］の値
を１．０２以下にできることも判明した。

【００２１】更に、Ｎ含有量の化学当量分のＴｉ添加お
よび前記Ｎ含有量を０．００５％以下に規制することで
固溶Ｎの固定化を図ることに加え、焼入性の大きいＭｏ
を実質的に含有しないことで、島状マルテンサイトの生
成および高温圧延仕上げによる母材の靭性劣化を補償す
る共に、大入熱溶接で高温に加熱された後に急冷される
熱サイクルを受ける溶接継手の熱影響部（ＨＡＺ）の靭
性も母材靭性と同様に改善できることが分かった。

【００２２】一方、溶接性に関しては、前記（２）式で
規定されるＣＥＮを０．２０〜０．２９％に制御するこ
とによって、引張強さ５９０ＭＰａ以上を確保しつつ予
熱不要にできたのである。

【００２３】上記した化学成分組成および圧延条件に制
御することで、従来鋼の様にＱ−Ｑ’−Ｔおよび曲げ成
形後の降伏比低減のための応力除去焼鈍といった熱処理
を必要とせず、しかも溶接性を大幅に改善した建築用５
９０ＭＰａ級鋼板が得られることを見出し、本発明を完
成した。以下、本発明の高張力鋼板の特徴である優れた
強靭性、低降伏比および良好な溶接性を得る為の化学組
成、ミクロ組織、および製造条件の限定理由について説
明する。

【００２４】本発明者らは、Ｃ含有量やＮ含有量を変え
たもの、およびＭｏ添加の有無のＮｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼素
材を用い、Ｎｂの固溶温度以上である１１００℃に加熱
後、オーステナイトの未再結晶域で累積圧下率を５０％
とし、オーステナイトの未再結晶温度−８０℃以上であ
る９００℃に圧延を仕上げた後空冷した４０ｍｍ厚鋼板
を用いて、引張試験およびシャルピー衝撃試験を実施し
た。また、この鋼板の表面側を外面側にしてＴ方向に冷
間曲げ加工（Ｒ＝２０ｔ、Ｒ：内側曲げ半径、ｔ：板
厚）を施した後、材料の曲げ外面側のｔ／４近傍から周
方向に引張試験片（ＪＩＳ４号）を採取し、降伏比（Ｙ
Ｒ）を求めた。

【００２５】図１は、圧延まま材および冷間曲げ加工材
の機械的性質［０．２％オフセット耐力（０．２％Ｙ
Ｓ）、引張強さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ＝（０．２％Ｙ
Ｓ／ＴＳ）×１００（％））、破面遷移温度（ｖＴｒ
ｓ）］に及ぼすＣ含有量の影響を示したグラフである。
尚、図１において、○印、△印、●印等に付した数字は
後記表３、４に示した実験Ｎｏ．を示している（後記図
２〜８においても同じ）。この結果から明らかな様に、
Ｃ含有量が０．０２５％未満ではＹＲは高位であるが、
Ｃ含有量が０．０２５〜０．０４５％の範囲では圧延ま
ま材のＹＲが７６％以下と低位で母材靭性も良好（即
ち、ｖＴｒｓが０℃以下）であることが分かる。また、
Ｃ含有量がこの範囲内では、冷間曲げ加工材においても
ＹＲが８０％以下を満足していることが分かる。

【００２６】図２は、０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系
鋼における圧延ままおよび冷間曲げ加工材の機械的性質
に及ぼすＮ含有量の影響を示したグラフである。この結
果から明らかな様に、Ｎ含有量が０．００２％まで低減
すると、圧延まま材の強度が急激に増大して目標ＹＲの
上限まで上昇し、一方Ｎ含有量が０．００５％を超える
と強度が低下して母材靭性が劣化することが分かる。

【００２７】図３は、０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系
鋼における圧延ままおよび冷間曲げ加工材の機械的性質
に及ぼすＭｏ含有の有無の影響を示したグラフである。
この結果から明らかな様に、Ｍｏ添加材は母材靭性が低
位であるのに対して、Ｍｏ無添加材では母材靭性が高位
であることが分かる。

【００２８】次に、０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋳
片を１１００℃に加熱後、オーステナイトの未再結晶域
での累積圧下率および圧延仕上温度を変化させた圧延を
施した後空冷した４０ｍｍ厚鋼板を用いて、シャルピー
衝撃試験および音響異方性（前記横波音速比Ｃ_SL／
Ｃ_SC）の測定を実施した。

【００２９】図４は、音響異方性に及ぼす圧延仕上温度
の影響を示したグラフである。この結果は、オーステナ
イトの未再結晶域での累積圧下率が５０％のものであ
る。この結果から明らかな様に、圧延仕上温度をオース
テナイトの未再結晶化温度（約９５０℃）−８０℃以上
では、音響異方性が低位であるのに対して、それ未満の
温度では前記横波横波音速比Ｃ_SL／Ｃ_SCがＪＩＳ Ｚ３
０６０において音響異方性なしと規定される値である
１．０２以下を満足できなくなる。

【００３０】図５は、音響異方性に及ぼすオーステナイ
トの未再結晶域での累積圧下率の影響を示したグラフで
ある。この結果は、圧延仕上げ温度が９００℃のもので
ある。この結果から明らかな様に、オーステナイトの未
再結晶域での累積圧下率が６０％を超える場合には音響
異方性が高位であるのに対して、前記累積圧下率が６０
％以下では音響異方性が低位であることが分かる。

【００３１】次に、大入熱溶接継手ＨＡＺ靭性につい
て、Ｎ含有量を変化させたもの、およびＭｏ添加の有無
のＮｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼の４０ｍｍ厚板から小片を切り出
し、１３５０℃に加熱後、８００〜５００℃間を８０ｓ
で冷却する（Ｔｃ：８０ｓ）入熱約２０ｋＪ／ｍｍ相当
の熱サイクルを施したものからシャルピー衝撃試験片
（Ｔｃ８０ｓ材）を採取し、０℃での吸収エネルギー
（ｖＥ₀）を測定した。

【００３２】図６は、０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系
鋼のＴｃ８０ｓ材のＨＡＺ靭性に及ぼすＮ含有量の影響
を示したグラフである。この結果から明らかな様に、Ｎ
含有量が０．００５％を超えるとＨＡＺ靭性が急激に劣
化し、極めて低位になるのに対して、Ｎ含有量が０．０
０５％以下ではＨＡＺ靭性は建築用５９０ＭＰａ級鋼の
母材要求値と同一レベル（ｖＥ₀）４７Ｊ以上を十分満
足できることが分かる。

【００３３】図７は、０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系
鋼のＴｃ８０ｓ材のＨＡＺ靭性に及ぼすＭｏ含有の有無
の影響を示したグラフである。この結果から明らかな様
に、Ｍｏ含有材のＨＡＺ靭性は上述のｖＥ₀４７Ｊより
低位にあるのに対して、Ｍｏを含有しないもののＨＡＺ
靭性は高位なレベルを確保できていることが分かる。

【００３４】次に、０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼
で化学成分組成を調整することによって前記ＣＥＮを変
化させた４０ｍｍ厚材について、ＪＩＳ Ｚ ３１５８
に従ってｙ形溶接割れ試験を行ない、低温割れ防止予熱
温度を求めた。その結果を、図８に示す。この結果から
明らかな様に、低温割れ防止予熱温度を２５℃以下（予
熱不要）とするためには、ＣＥＮを０．２９％以下とす
ることが必要であることが分かる。

【００３５】次に、本発明の高張力鋼板における化学成
分組成の限定理由について説明する。まず、本発明で
は、上記の様にＣ：０．０２５〜０．０４５％、Ｓｉ：
０．０５〜０．６％、Ｍｎ：１〜２．５％、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１
％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎ：０．００２
〜０．００５％、および前記（１）式を満足するＴｉを
夫々含有すると共に、実質的にＭｏを含まないものとす
る必要があるが、これらの元素の範囲限定理由は、次の
通りである。

【００３６】Ｃ：０．０２５〜０．０４５％ Ｃは、高張力鋼としての強度と低降伏比を確保するため
に必要な元素であり、引張強さ：５９０ＭＰａ級以上の
強度と、低降伏比を得る為に活用する島状マルテンサイ
トを得るためには、フェライトの固溶限を超える０．０
２５％の添加が必要である。こうした観点から、Ｃ含有
量は０．０２５％以上とする必要がある。また、Ｃ含有
量が０．０４５％を超えて過剰になると、Ｂ−Ｔｉ系鋼
の場合では、ＣがＭ₂₃（Ｂ，Ｃ）の形で固溶Ｂと化合し
て焼入性を低下させる一方で、低炭素〜中炭素ベイナイ
トやフェライト・パーライト相を生成する様になるの
で、引張強度が低下すると共に靭性が劣化する。また、
耐溶接割れ性も劣化する。従って、Ｃ含有量は０．０２
５〜０．０４５％とする必要がある。尚、冷間曲げ成形
材のＹＲの安定確保および母材、大入熱溶接継手熱影響
部の靭性の高位確保の点から、Ｃ含有量は０．０２８〜
０．０４０の範囲が好ましい。

【００３７】Ｓｉ：０．０５〜０．６％ Ｓｉは、脱酸に必要な元素であるが、含有量が０．０５
％未満では、この効果が少なく、また０．６％を超えて
過多に添加すると島状マルテンサイトを増加させて、母
材靱性および溶接性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量
は０．０５〜０．６％の範囲とする。

【００３８】Ｍｎ：１．０〜２．５％ Ｍｎは、ベイナイト組織鋼の組織を得る為に有効な元素
であり、１．０％未満ではこの効果に乏しく、一方、
２．５％を超えて過多に含有すると母材靱性および溶接
性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は１．０〜２．５
％とする必要がある。尚、硫化物系介在物の低減による
鋼板の耐水素誘起割れを向上させる観点からして、より
好ましい上限は２．０％である。

【００３９】ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％ ｓｏｌ．Ａｌは脱酸元素であり、またスラブ加熱時のオ
ーステナイト粒成長抑制作用もあるが、その含有量が
０．００５％未満ではこうした効果が発揮されず、また
０．１％を超えて過剰に含有されると靱性の劣化をもた
らす。従って、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．００５〜
０．１％の範囲とする。

【００４０】Ｎｂ：０．００５〜０．１％ Ｎｂは、結晶粒微細化作用を有し、低Ｃ−Ｂ−Ｔｉ系鋼
の場合に非調質でも変態強化作用をもたらす元素であ
る。その効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５
％以上とする必要があるが、０．１％を超えて過剰に含
有させると、靱性および溶接性を劣化させる傾向にあ
る。従って、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．１％とす
る。尚、溶接継手熱影響部（ＨＡＺ）の靱性を確保する
という観点からして、好ましくは上限を０．０５％とす
るのが良い。

【００４１】Ｂ：０．０００３〜０．００３％ Ｂは、固溶状態でオーステナイト粒界に偏析した場合強
度を向上させ、低Ｃ系でもベイナイト組織を安定して生
成させるのに不可欠の元素である。その効果を発揮させ
るには、Ｂ含有量は０．０００３％以上必要である。一
方、Ｂ含有量が０．００３％を超えると、強度向上効果
が飽和するとともに、母材靱性および溶接性を劣化させ
る。従って、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００３％と
する必要がある。

【００４２】Ｎ：０．００１〜０．００５％、およびＴ
ｉが上記（１）式を満足する量 Ｎは少量ほどＢによる焼入性向上によく効く元素である
が、ＴｉＮ，ＡｌＮとしてスラブ加熱時のオーステナイ
ト粒の成長を抑制するという観点から０．００１％以上
含有させる必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が
０．００５％超えると、Ｔｉの含有量を適切にしても母
材および溶接熱影響部の靱性を著しく劣化させる。従っ
て、Ｎ含有量は０．００１〜０．００５％とする必要が
ある。尚、母材および溶接熱影響部の靱性を高位で確保
するためには、Ｎ含有量は０．００２０〜０．００４５
％の範囲が好ましい。

【００４３】一方、Ｔｉは脱酸作用並びに固溶Ｎの固定
化によるＢの焼入性向上効果の促進作用を有する。固溶
Ｎの固定化を図る為には、ＴｉをＮ含有量[N] の化学当
量分［（４７．９／１４．０）×[N] ］−０．００３％
以上を含有させるのが良く、それ未満になると固溶Ｂが
析出物（ＢＮ等）などの形で析出して焼入性が低下する
ため、強度低下を惹き起こす。また、Ｔｉの含有量が
０．０３％を超えると、母材靱性を劣化させることにな
る。従って、Ｔｉの含有量は( ４７．９／１４．０) ×
［Ｎ］−０．００３〜０．０３％の範囲とする。

【００４４】Ｍｏ：実質的に含まない Ｍｏは、非調質ままでも焼入性向上に有効な元素である
が、本発明温度範囲で圧延を施す場合、このＭｏを含有
させることは母材やＨＡＺの靭性を却って低下させるこ
とが判明した。そこで、本発明では良好な靭性を発揮さ
せる為に、Ｍｏは実質的に含有しないものとした。尚、
「実質的に含まない」とは、製鋼原料から不可避的に混
入してくる量（例えば、０．０１％以下程度）の含有は
許容できることを意味する。

【００４５】本発明の非調質型低降伏比高張力鋼板にお
いて、上記（２）式に含まれる化学成分のうち、Ｃｕ，
Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖの含有量については、Ｃｕ：０．０５〜
０．５％、Ｎｉ：０．０５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜
１．２％、Ｖ：０．００５〜０．２０％であることが好
ましい。尚、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖ等は、鋼板の強度を
上昇させるという観点からすれば同効元素であるので、
これらの元素の１種以上を適宜選んで含有させるように
すれば良い。これらの元素の範囲限定理由は、次の通り
である。

【００４６】Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０
５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１．２％、Ｖ：０．００５
〜０．２０％よりなる群から選ばれる１種以上 Ｃｕは、固溶強化による強度上昇に有効な元素である。
Ｃｕ含有量が０．０５％未満ではこのような効果を十分
に発揮できず、また０．５％を超えて添加すると、母材
靱性を劣化させるとともに熱間割れが発生し易くなる。
従って、Ｃｕ含有量は０．０５〜０．５％の範囲とする
のが好ましい。

【００４７】Ｎｉは、強度および靱性を向上し、またＣ
ｕの添加による熱間加工性の劣化を抑制する。Ｎｉの含
有量が０．０５％未満ではその十分な効果は得られず、
また３％を超えて含有させると、スケール疵が発生し易
くなり、またコストアップにもなる。従って、Ｎｉ含有
量は０．０５〜３％の範囲とすることが好ましい。

【００４８】Ｃｒは、強度上昇に有効な元素である。Ｃ
ｒの含有量が０．０５％未満ではその効果を十分発揮で
きず、また１．２％を超えて含有させると溶接性を害す
る。従って、Ｃｒ含有量は０．０５〜１．２％の範囲と
することが好ましい。

【００４９】Ｖは、強度上昇に有効な元素であり、その
効果を得るためには、０．００５％以上含有させること
が好ましいが、０．２０％を超えて含有させても、その
効果が飽和するとともに溶接性を害する。

【００５０】上記（２）式に含まれる化学成分は、上記
好ましい範囲を外れて含有してもよいことは勿論であ
り、こうした鋼板も本発明の技術的範囲に含まれるもの
である。また、本発明で対象とする非調質型低降伏比高
張力鋼板においては、上記の成分の他は鉄および不可避
不純物からなるものであるが、必要によって、（ａ）Ｃ
ａ：０．０００５〜０．０１％、（ｂ）希土類元素：
０．００２〜０．０２％、等を含有させることも有効で
あり、これら含有させる成分に応じて高張力鋼板の特性
を更に向上させることができる。これらの成分の範囲限
定理由は下記の通りである。尚、これらの成分以外に
も、本発明の高張力鋼板においては、その特性を阻害し
ない程度の微量成分も含み得るものであり、こうした高
張力鋼板も本発明の範囲に含まれるものである。

【００５１】Ｃａ：０．０００５〜０．０１％ Ｃａは非金属介在物の球状化作用を有し、機械的性質の
異方性の低減に有効であるが、含有量が０．０００５％
未満では、その十分な効果は得られず、また０．０１％
を超えて含有させると介在物の増加により靱性が劣化す
る。従って、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．０１％の
範囲とすることが好ましい。

【００５２】希土類元素：０．００２〜０．０２％ 希土類元素（以下、「ＲＥＭ」と略記する）は、そのオ
キシサルファイドとしてＴｉＮ共存下でオーステナイト
異常粒成長を抑制して溶接熱影響部の靱性を向上させる
元素であるが、０．００２％未満ではこうした効果が発
揮されず、０．０２％を超えて過剰に含有されると鋼の
清浄度を悪くして内部欠陥を発生させる。従って、ＲＥ
Ｍの含有量は０．００２〜０．０２％の範囲とするのが
好ましい。尚、ＲＥＭとは、周期律表第３属に属するス
カンジウム（Ｓｃ），イットリウム（Ｙ）およびランタ
ノイド系列希土類元素等の１７元素の総称であり、本発
明ではこれらの元素のいずれをも使用できる。

【００５３】ところで、本発明の高張力鋼板において
は、前記（２）式で表されるＣＥＮが０．２０〜０．２
９％の範囲である必要があるが、その理由は次の通りで
ある。このＣＥＮは、「鋼の溶接硬化性及び低温割れを
評価する炭素当量」［製鉄研究、第３０７号（１９８
２），ｐ１１７〜１２８］の中で指標とされた溶接熱影
響部の硬化性を表現する炭素当量であるが、このＣＥＮ
が０．２０％未満では厚肉材で引張強さ５９０ＭＰａ級
を満足できなくなる。また、ＣＥＮが０．２９％を超え
ると溶接性を害するため、溶接時に予熱が必要となる。
従って、ＣＥＮは０．２０〜０．２９％の範囲とする必
要がある。

【００５４】次に、本発明の製造条件における限定理由
について説明する。本発明の製造方法では、上述した組
成に成分調整した鋼片（鋳片を含む）を、Ｎｂ固溶温度
以上１２５０℃以下に加熱後圧延を開始し、オーステナ
イトでの未再結晶域での累積圧下率を６０％以下とし、
オーステナイトの未再結晶化温度−８０℃以上で圧延を
終了した後、空冷することによって、音響異方性が小さ
く母材靭性の良好な引張強さ５９０ＭＰａ級鋼板が得ら
れる。

【００５５】本発明の上記製造方法において、加熱温度
をＮｂ固溶温度以上とするのは、一旦組織をＮｂが完全
固溶したオーステナイトとする為である。一方、１２５
０℃を超える加熱は、オーステナイトが粗大化し、圧延
によって十分な細粒化が図れなくなり、その結果として
靭性を低下させることになる。

【００５６】次いで、熱間圧延ではオーステナイトの未
再結晶域での累積圧下率が６０％を超えると、集合組織
の発達によって音響異方性が大きくなることから、累積
圧下率を６０％以下とする必要がある。

【００５７】圧延仕上温度がオーステナイトの未再結晶
化温度−８０℃を下回ると、音響異方性が前記横波音速
比Ｃ_SL／Ｃ_SCで１．０２以下を満足しなくなることか
ら、圧延仕上温度はオーステナイトの未再結晶化温度−
８０℃以上とする必要がある。圧延後の冷却について
は、変態域で加速冷却を施すと母材のＹＲが目標上限で
ある７６％を超えてしまう場合が生じるので、ＹＲの低
位安定確保という観点から、空冷とするのが良い。

【００５８】上記した条件要件を満足させて製造するこ
とによって、ベイナイト地に島状マルテンサイト相が微
細分散したミクロ組織とすることができ、こうした組織
とすることによって上記した効果が発揮されるのであ
る。尚、上記ミクロ組織として、ベイナイト地における
島状マルテンサイト量（体積率）は、０．８〜２．５体
積％程度であることが好ましい。この体積率が、０．８
体積％未満の組織では、降伏比７６％以下を満足できな
い。一方、島状マルテンサイト量（体積率）が２．５体
積％を超えると、母材靱性を劣化させる。

【００５９】以下、実施例によって本発明を更に具体的
に示すが、下記実施例は本発明を限定する性質のもので
はなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはい
ずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

【００６０】

【実施例】下記表１，２に示す化学成分組成を有する各
種鋼種の溶製スラブを制御圧延（ＣＲ）して４０〜１０
０ｍｍ厚の鋼板を製造した。

【００６１】

【表１】

【００６２】

【表２】

【００６３】それぞれの鋼板から引張試験片（ＪＩＳ４
号、Ｔ方向）およびシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ４
号、ｔ／４、Ｌ方向）を採取し、引張試験および衝撃試
験を実施した。また、ミクロ組織を顕微鏡で観察して、
島状マルテンサイト量（体積％）を求めると共に、上記
鋼板の音響異方性を評価する為に、ＪＩＳ Ｚ ３０６
０に準拠して横波音速比（Ｃ_SL／Ｃ_SC）を求めた。

【００６４】一方、上記各鋼板を表面側を外面側にして
Ｔ方向に冷間曲げ加工（Ｒ＝２０ｔ）を施した後、曲げ
外面側のｔ／４近傍から周方向に引張試験片（ＪＩＳ４
号）を採取し、引張試験を実施してＹＲを求めた。

【００６５】また、上記鋼板の溶接性を評価するため
に、ＪＩＳ Ｚ ３１５８に従うｙ形溶接割れ試験片を
採取して、低温割れ防止予熱温度を測定した。

【００６６】更に、大入熱溶接継手のＨＡＺの靭性を評
価する為に、入熱約２０ｋＪ／ｍｍ相当の熱サイクル
［最高加熱温度１３５０℃保持後、８００〜５００℃の
冷却時間（Ｔｃ）を８０ｓで冷却］を付加した試験片
で、シャルピー衝撃試験片を採取し、衝撃試験を実施し
た。これらの試験結果を、製造条件と共に下記表３、４
に示す。

【００６７】

【表３】

【００６８】

【表４】

【００６９】まず、実験Ｎｏ．１のものは、Ｑ−Ｑ’
（２相域焼入れ）−Ｔで製造した４０ｍｍ厚の低降伏比
５９０ＭＰａ級鋼板である。実験Ｎｏ．２〜６は、Ｎｂ
−Ｂ−Ｔｉ系の４０ｍｍ厚の非調質鋼板の材質に及ぼす
Ｃ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．７，
８，３４は、同じく材質に及ぼすＮ含有量の影響を示し
たものである。実験Ｎｏ．９は、同じく材質におよぼす
Ｍｏ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．１０
〜１２は、同じく材質に及ぼす炭素当量ＣＥＮの影響を
示したものである。

【００７０】実験Ｎｏ．１３，１４は、同じく材質に及
ぼすＳｉ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．
１５〜１７は、同じく材質に及ぼすＭｎ含有量の影響を
示したものである。実験Ｎｏ．１８、１９は、同じく材
質に及ぼすＣｕ含有量の影響を示したものである。

【００７１】実験Ｎｏ．２０は、同じく材質に及ぼすＮ
ｉ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．２１
は、同じく材質に及ぼすＣｒ含有量の影響を示したもの
である。実験Ｎｏ．２２は、同じく材質におよぼすＶ含
有量の影響を示したものである。

【００７２】実験Ｎｏ．２３は、同じく材質におよぼす
Ｂ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．２４〜
２６は、同じく材質に及ぼすＴｉ含有量の影響を示した
ものである。実験Ｎｏ．２７は、同じく材質に及ぼすＣ
ａ含有量の影響を示したものである。

【００７３】実施例Ｎｏ．２８は、同じく材質に及ぼす
ＲＥＭ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．２
９は、同じく材質におよぼす板厚の影響を示したもので
ある。実験Ｎｏ．３０は、同じく材質におよぼす圧延仕
上温度の影響を示したものである。

【００７４】実験Ｎｏ．３１は、同じく材質の及ぼすオ
ーステナイト未再結晶域での累積圧下率の影響を示した
ものである。実験Ｎｏ．３２は、同じく材質の及ぼす加
熱温度の影響を示したものである。実験Ｎｏ．３３は、
同じく材質の及ぼす圧延後の冷却速度の影響を示したも
のである。

【００７５】これらの結果から明らかな様に、本発明で
規定する化学成分および圧延・冷却条件を満足する鋼板
は、降伏強度（０．２％ＹＳ）：４４０ＭＰａ以上、引
張強度（ＴＳ）：５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）：
７６％以下および破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：０℃以
下、Ｒ＝２０ｔの冷間曲げ加工後のＹＲ：８０％以下の
機械的特性を有すると共に、横波音速度比（Ｃ_SL／
Ｃ_SC）：１．０２以下の音響異方性を有したものとな
る。また、ｙ形溶接割れ試験での低温割れ防止予熱温度
が２５℃以下と予熱を必要としないものである。しか
も、例えば１０ｋＪ／ｍｍもの大入熱溶接が施されて
も、母材同様に４７Ｊ以上の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の
靭性を有するものとなる。

【００７６】これに対して、比較例のものでは、降伏強
度、引張強度、降伏比、母材靭性、冷間曲げ加工後のＹ
Ｒ、音響異方性、溶接性および大入熱溶接継手ＨＡＺ靭
性のいずれかの特性が劣化している。

【００７７】

【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、溶
接施工において予熱不要で音響異方性が小さく、７６％
以下の降伏比および大入熱溶接ＨＡＺ靭性を兼ね備えた
引張強さ５９０ＭＰａ以上を有する高張力鋼板が製造で
きた。この様にして得られた鋼板は、コンクリート充填
鋼管柱（ＣＦＴ）の様に、冷間曲げ成形が施されたも応
力除去焼鈍なしでＹＲ８０％以下を満足させ得るもので
あり、建築用のみならず、音響異方性が要求された耐震
設計橋梁用の鋼材等へも適用できるものである。しか
も、これらの特性は、非調質で具備できるものであり、
鋼板製造および溶接施工に対して省工程、コスト低減お
よび省エネルギーの派生効果を生むものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】圧延まま材および冷間曲げ加工材の機械的性質
に及ぼすＣ含有量の影響を示したグラフである。

【図２】０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼における圧
延ままおおび冷間曲げ加工材の機械的性質に及ぼすＮ含
有量の影響を示したグラフである。

【図３】０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼における圧
延ままおよび冷間曲げ加工材の機械的性質に及ぼすＭｏ
含有の有無の影響を示したグラフである。

【図４】音響異方性に及ぼす圧延仕上げ温度の影響を示
したグラフである。

【図５】音響異方性に及ぼすオーステナイトの未再結晶
域での累積圧下率の影響を示したグラフである。

【図６】０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼のＴｃ８０
ｓ材のＨＡＺ靭性に及ぼすＮ含有量の影響を示したグラ
フである。

【図７】０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼のＴｃ８０
ｓ材のＨＡＺ靭性に及ぼすＭｏ含有の有無の影響を示し
たグラフである。

【図８】ＪＩＳ Ｚ ３１５８による低温割れ防止予熱
温度に及ぼす炭素当量（ＣＥＮ）の影響を示したグラフ
である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 小林 洋一郎 兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社神 戸製鋼所加古川製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA08 AA11 AA12 AA14 AA16 AA17 AA21 AA22 AA23 AA24 AA31 AA35 AA36 AA40 BA01 CA02 CA03 CB01 CB02 CC03 CC04 CD05

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：０．０２５〜０．０４５％（質量％
   の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍ
   ｎ：１．０〜２．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜
   ０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００
   ０３〜０．００３％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、
   および下記（１）式を満足するＴｉを夫々含有すると共
   に、実質的にＭｏを含まず、且つ下記（２）式で表され
   るＣＥＮが０．２０〜０．２９％の範囲を満足する化学
   組成を有する鋼素材を、Ｎｂ固溶温度以上１２５０℃以
   下に加熱後圧延を開始し、オーステナイトの未再結晶域
   での累積圧下率を６０％以下として、オーステナイトの
   未再結晶化温度−８０℃以上で圧延を終了した後空冷
   し、ベイナイト地に島状マルテンサイト相が微細分散し
   たミクロ組織とすることを特徴とする音響異方性が小さ
   く溶接性に優れた引張強さが５９０ＭＰａ以上の非調質
   型低降伏比高張力鋼板の製造方法。 （４７．９／１４．０）×[N]-０．００３≦[Ti]≦０．０３（％）……（１） 但し、[N]および[Ti]は、夫々ＮおよびＴｉの含有量（質量％）を示す。 ＣＥＮ（％）＝[C]＋Ａ（ｃ）｛［Si］／２４＋［Mn］／６＋［Cu］／１５+ ［Ni］／２０＋（［Cr］＋［Mo］＋［Nb］＋[V]）／５＋５ [B]｝ ……（２） 但し、Ａ（ｃ）＝０．７５＋０．２５・ｔａｎｈ｛２０
   （[C]−０．１２）｝であり、[C],［Si］,［Mn］,［C
   u］,［Ni］,［Cr］,［Mo］,［Nb],[V]および[B]は、夫
   々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ
   およびＢの含有量（質量％）を示す。
2. 【請求項２】 前記鋼素材がＣｕ：０．０５〜０．５
   ％、Ｎｉ：０．０５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１．２％
   およびＶ：０．００５〜０．２０％よりなる群から選択
   される１種以上を含有するものである請求項１に記載の
   製造方法。
3. 【請求項３】 前記鋼素材がＣａ：０．０００５〜０．
   ０１％を含有するものである請求項１または２に記載の
   製造方法。
4. 【請求項４】 前記鋼素材が希土類元素：０．００２〜
   ０．０２％を含有するものである請求項１〜３のいずれ
   かに記載の製造方法。
5. 【請求項５】 ベイナイト地に０．８〜２．５体積％の
   島状マルテンサイト相が分散したミクロ組織とする請求
   項１〜４のいずれかに記載の製造方法。