JP4523893B2 - 母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼およびその製造方法 - Google Patents
母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼およびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
本発明は、母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼およびその製造方法に関するものである。本発明の溶接構造用鋼は、海洋構造物および橋梁向け高強度厚鋼板として適用される他、建築、造船、建機といった分野にも広く適用できる。
従来、厚鋼板における溶接部の靱性を高める手段として、結晶粒微細化が有効であると考えられており、その方法として、凝固中の酸化物等の介在物を制御し、溶接等の再加熱時に介在物が粒成長のピン止め効果及びフェライトの核生成サイトとして作用するような技術の開発が進められてきた。
上述のような技術として、鋼材にＴｉを添加することによって、Ｔｉ酸化物（以下、ＴｉＯと略称することがある）を核として粒内フェライト（Ｉｎｔｒａｇｒａｎｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ；ＩＧＦ）の生成を促進させてなる鋼が提案されている（例えば、特許文献１）。
また、Ｔｉ窒化物（以下、ＴｉＮと略称することがある）をマトリックスに分散させることで、再熱時の粒成長をピン止め効果によって抑制し、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）の靱性を確保した鋼が提案されている（例えば、特許文献２、３）。
また、マトリックス中に分散させたＴｉ−Ｍｇ酸化物が、ピン止め効果によって再加熱時の粒成長を抑制し、ＩＧＦの生成促進効果によってフェライトを微細化させ、ＨＡＺの靱性を確保した鋼が提案されている（例えば、特許文献４）。
しかしながら、特許文献１〜４に記載の鋼は、ＨＡＺの靱性に優れた鋼を製造するための非常に複雑なプロセスを要し、且つ高価であるという問題があり、また、製造時の各元素の添加量の見極めや析出物の制御が困難であるため、細粒化による効果には限界がある。
一方、ＭｎＳを用いることもＨＡＺの微細化に有効であることから、ＭｎＳを生成させ該ＭｎＳを核としてＩＧＦの生成を促進し、実効的に結晶粒径が微細化することによって靱性を確保した鋼が提案されている（例えば、特許文献５）。
しかしながら、特許文献５に記載の鋼は、製造時の各元素の添加量の見極めや析出物の制御が困難であるため、細粒化による効果には限界がある。
また、厚鋼板に３．０％程度の多量のＭｎを添加することによって強度及び靱性が向上することから、３．５％迄のＭｎを添加することにより、高強度及び高靱性を向上させた鋼が提案されている（例えば、特許文献６）。
しかしながら、特許文献６に記載の鋼は、連続鋳造にて溶鋼をスラブとする場合に、Ｍｎの中心偏析が起こりやすいといった問題がある。この弊害の一つとして、割れの起因となり得る粗大なＭｎＳが生成することが挙げられ、Ｍｎの添加量が増加されることによって粗大なＭｎＳの量が増大するため、割れの原因となる。
上述の理由により、板厚が大きく圧延などで偏析を完全になくすことが困難な厚鋼板においては、Ｍｎを多量に添加することは避けられてきた。
特開平５−１７１３４１号公報
特公昭５５−２６１６４号公報
特開２００１−１６４３３３号公報
特開平１１−２７９６８４号公報
特開平７−２５２５８６号公報
特開平９−３５９５号公報
上述の理由により、板厚が大きく圧延などで偏析を完全になくすことが困難な厚鋼板においては、Ｍｎを多量に添加することは避けられてきた。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、溶接性に優れ、複雑な工程や方法を用いずに低コストで製造できる母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．６〜３．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１５％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％以下、Ａｌ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．００２５〜０．００６０％、Ｏ：０．００３５％以下、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、母材のベイナイト組織分率が８０％以上であり、前記Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭの関係が、次式（１）
０．００７≦２．７×（［Ｓ］（％）＋［Ｏ］（％））−０．６×［ＲＥＭ］（％）≦０．０１５ ・・・（１）
で表されることを特徴とする母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼。
（２）更に、質量％で、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．００３５％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｂ：０．００２％以下の群から選択される少なくとも一種又は二種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼。
（３）（１）または（２）に記載の母材及び溶接熱影響部の靱性が優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼の成分組成を有する鋼片を、１２００℃以下の温度に加熱し、次いで未再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延を行い、８５０℃以上の温度で熱間圧延を完了させた後、８００℃以上の温度から５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却することを特徴とする母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼の製造方法。
（４）（３）に記載の母材及び溶接熱影響部の靱性が優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼の製造方法で得られた鋼を再加熱し、４００〜６５０℃で焼戻し処理を施すことを特徴とする母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼の製造方法。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．６〜３．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１５％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％以下、Ａｌ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．００２５〜０．００６０％、Ｏ：０．００３５％以下、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、母材のベイナイト組織分率が８０％以上であり、前記Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭの関係が、次式（１）
０．００７≦２．７×（［Ｓ］（％）＋［Ｏ］（％））−０．６×［ＲＥＭ］（％）≦０．０１５ ・・・（１）
で表されることを特徴とする母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼。
（２）更に、質量％で、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．００３５％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｂ：０．００２％以下の群から選択される少なくとも一種又は二種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼。
（３）（１）または（２）に記載の母材及び溶接熱影響部の靱性が優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼の成分組成を有する鋼片を、１２００℃以下の温度に加熱し、次いで未再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延を行い、８５０℃以上の温度で熱間圧延を完了させた後、８００℃以上の温度から５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却することを特徴とする母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼の製造方法。
（４）（３）に記載の母材及び溶接熱影響部の靱性が優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼の製造方法で得られた鋼を再加熱し、４００〜６５０℃で焼戻し処理を施すことを特徴とする母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼の製造方法。
本発明の母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼によれば、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．６〜３．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１５％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％以下、Ａｌ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．００２５〜０．００６０％、Ｏ：０．００３５％以下、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、母材のベイナイト組織分率が８０％以上であり、前記Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭの関係が、式（０．００７≦２．７×（［Ｓ］（％）＋［Ｏ］（％））−０．６×［ＲＥＭ］（％）≦０．０１５）で表される関係としている。
成分組成を上述の範囲内とし、また、Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭの関係を上述の式で表される範囲内とすることにより、多量のＭｎを添加する際に問題となる中心偏析の影響を緩和することができ、且つ、溶接によるＨＡＺの結晶粒粗大化を抑制できる。
これにより、鋼材の靱性が安定するとともに溶接性が向上し、複雑な工程や方法を用いずに、低コストで、母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼が得られ、産業上、極めて有用である。
成分組成を上述の範囲内とし、また、Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭの関係を上述の式で表される範囲内とすることにより、多量のＭｎを添加する際に問題となる中心偏析の影響を緩和することができ、且つ、溶接によるＨＡＺの結晶粒粗大化を抑制できる。
これにより、鋼材の靱性が安定するとともに溶接性が向上し、複雑な工程や方法を用いずに、低コストで、母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼が得られ、産業上、極めて有用である。
以下、本発明に係る母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼の実施の形態について説明する。
なお、この実施の形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
なお、この実施の形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
本実施形態の母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼では、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．６〜３．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１５％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％以下、Ａｌ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．００２５〜０．００６０％、Ｏ：０．００３５％以下、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、母材のベイナイト組織分率が８０％以上であり、前記Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭの関係が、次式（１）
０．００７≦２．７×（［Ｓ］（％）＋［Ｏ］（％））−０．６×［ＲＥＭ］（％）≦０．０１５ ・・・（１）
で表される成分組成としている。
０．００７≦２．７×（［Ｓ］（％）＋［Ｏ］（％））−０．６×［ＲＥＭ］（％）≦０．０１５ ・・・（１）
で表される成分組成としている。
また、本実施形態の母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼では、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．００３５％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｂ：０．００２％以下の群の内から選択される少なくとも一種又は二種以上を含有する成分組成とすることができる。
本実施形態の母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼では、上述した課題を解決するため、比較的合金コストの低いＭｎを多量添加することにより、低コストで且つ強度靱性を確保しながら、ＲＥＭ添加によって生成するＲＥＭ酸化物及び硫化物を微細分散させることで母材の結晶粒径を微細化させ、更に、連続鋳造時に生じる中心偏析に起因して生成するＭｎＳを低減することで、均一な材質を有し、且つ母材靱性の優れた鋼が得られる。また、ＴｉＯ及びＭｎＳによるＩＧＦ生成促進作用を複合的に用いることにより、優れたＨＡＺの靱性が得られる。
溶接部の靱性を高めるためには、溶接部のミクロ組織の微細化が有効である。ミクロ組織微細化の手段として、溶接熱による結晶粒の粗大化を抑制すること、及び冷却時の変態核生成サイトを増加し、最終的に得られるミクロ組織の有効結晶粒径を細かくすることが挙げられる。溶接熱による結晶粒の粗大化を抑制するためには、溶鋼段階において、できる限り多くの介在物や析出物を微細に分散させることが有効である。このため、溶鋼中において微細析出が可能な元素を添加することが重要である。
高温において微細に析出可能な化合物の一つとして、ＲＥＭ（希土類元素）化合物が挙げられる。ＲＥＭは、主にＯやＳと結合して微細な析出物を形成する。ＲＥＭは、ＯやＳとの結合力が非常に強く、高温域において酸化物および硫化物を生成するため、溶鋼中に充分に分散し、割れの原因となる有害な硫化物のＭｎＳ生成量が低減する。また、ＲＥＭ酸化物、及び硫化物は融点が高いため、一度、酸化物及び硫化物として生成した場合には、熱間圧延程度の温度、及び溶接等の高温加熱でも溶解せず、鋼中に存在する。
上述により、ＲＥＭの添加によって、Ｍｎの中心偏析に起因した粗大なＭｎＳ生成による割れ発生を回避し、かつ母材の結晶粒の微細化の作用を得ることができる。
上述により、ＲＥＭの添加によって、Ｍｎの中心偏析に起因した粗大なＭｎＳ生成による割れ発生を回避し、かつ母材の結晶粒の微細化の作用を得ることができる。
ＭｎＳは、ＨＡＺにおいてＩＧＦの生成核となり、ＨＡＺの有効結晶粒径を微細化する効果があることから、ＭｎＳが完全に生成しなくなることは好ましくない。しかしながら、１．６〜３．００％程度のＭｎを添加した際に、０．００１〜０．０２０％程度のＲＥＭを添加しておけば、Ｓ量を積極的に低減することなく、従来鋼と同程度の量のＭｎＳを得ることができる。
上述により、３．００％程度迄のＭｎ添加によって懸念されているＭｎＳによる割れを回避することができる。また、Ｍｎの添加によって十分な強度靱性を確保できることから、従来、高強度鋼等に添加されていたＮｉやＣｕとの代替も可能となるため、鋼材特性の向上や製造コスト削減に対して非常に有効である。
また、従来、ＲＥＭ添加は、介在物の形態制御に利用されており、この点からも靱性の改善に対してＲＥＭ添加が有効である。
高強度、且つ高靱性を有する厚板の製造には様々な方法があげられるが、その一つとして熱間圧延後直接焼入れ（ＤＱ）した後に焼戻し（Ｔ）処理を施すＤＱＴ法がある。
しかしながら、Ｔ処理は、一旦冷却した後に再加熱し、その温度で一定時間保持する工程のため、コストが上昇する。コスト低減の観点からは、可能な限りＴ処理は避けたい処理である。本実施形態では、Ｔ処理を施すことなく優れた靱性を確保できるために、コストを上昇させることなく高特性の鋼材を製造することができる。また、特に靱性を要求される場合は、Ｔ処理を施すことにより、より優れた靱性を有する鋼材を得ることができる。
しかしながら、Ｔ処理は、一旦冷却した後に再加熱し、その温度で一定時間保持する工程のため、コストが上昇する。コスト低減の観点からは、可能な限りＴ処理は避けたい処理である。本実施形態では、Ｔ処理を施すことなく優れた靱性を確保できるために、コストを上昇させることなく高特性の鋼材を製造することができる。また、特に靱性を要求される場合は、Ｔ処理を施すことにより、より優れた靱性を有する鋼材を得ることができる。
［鋼材の成分組成］
以下、本実施形態の母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼の、成分組成の限定理由について説明する。以下の説明において、組成についての「％」は、質量％を意味する。
以下、本実施形態の母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼の、成分組成の限定理由について説明する。以下の説明において、組成についての「％」は、質量％を意味する。
「Ｃ：炭素」０．０３〜０．１２％
Ｃは、強度を確保するために必要な元素である。
強度向上の効果を得るためには、Ｃを０．０３％以上添加することが必要であるが、過剰添加は、ＨＡＺの靱性低下を招く虞があるため、上限値を０．１２％とした。
Ｃは、強度を確保するために必要な元素である。
強度向上の効果を得るためには、Ｃを０．０３％以上添加することが必要であるが、過剰添加は、ＨＡＺの靱性低下を招く虞があるため、上限値を０．１２％とした。
「Ｓｉ：ケイ素」０．０５〜０．３０％
Ｓｉは、脱酸剤として有効であり、また、固溶強化によって鋼の強度を向上させるのに有効な元素である。
Ｓｉの含有量が０．０５％未満だと、上述の効果が低下し、また、含有量が０．３０％を超えると、ＨＡＺの靱性を劣化させる。
このため、Ｓｉの含有量を０．０５〜０．３０％の範囲に限定した。
Ｓｉは、脱酸剤として有効であり、また、固溶強化によって鋼の強度を向上させるのに有効な元素である。
Ｓｉの含有量が０．０５％未満だと、上述の効果が低下し、また、含有量が０．３０％を超えると、ＨＡＺの靱性を劣化させる。
このため、Ｓｉの含有量を０．０５〜０．３０％の範囲に限定した。
「Ｍｎ：マンガン」１．６〜３．００％
Ｍｎは、鋼の強度を増加するため、高強度化に有効な元素である。また、ＭｎはＳと結合してＭｎＳを形成するが、これがＩＧＦの生成核となり、ＨＡＺの有効結晶粒径微細化を促進することで、ＨＡＺ靱性の劣化を抑制する。
高い強度を維持しながら溶接熱影響部の靱性を確保するためには、Ｍｎの含有量を１．６％以上とする必要がある。但し、Ｍｎを、３．００％を超えて添加すると、靱性が劣化する。
このため、Ｍｎの含有量を１．６〜３．００％の範囲に限定した。
Ｍｎは、鋼の強度を増加するため、高強度化に有効な元素である。また、ＭｎはＳと結合してＭｎＳを形成するが、これがＩＧＦの生成核となり、ＨＡＺの有効結晶粒径微細化を促進することで、ＨＡＺ靱性の劣化を抑制する。
高い強度を維持しながら溶接熱影響部の靱性を確保するためには、Ｍｎの含有量を１．６％以上とする必要がある。但し、Ｍｎを、３．００％を超えて添加すると、靱性が劣化する。
このため、Ｍｎの含有量を１．６〜３．００％の範囲に限定した。
「Ｐ：リン」０．０１５％以下
Ｐは、粒界に偏析して鋼の靱性を劣化させるので、その含有量をできるだけ低減することが好ましいが、０．０１５％までは許容できるため、含有量を０．０１５％以下とした。
Ｐは、粒界に偏析して鋼の靱性を劣化させるので、その含有量をできるだけ低減することが好ましいが、０．０１５％までは許容できるため、含有量を０．０１５％以下とした。
「Ｓ：硫黄」０．００１〜０．０１５％
Ｓは、ＲＥＭと硫化物を形成し、母材の結晶粒を微細化する作用を有する。また、ＭｎＳとして鋼中に存在し、ＨＡＺの組織を微細化する作用も有するため、０．００１％以上の含有量を必要とする。一方、Ｓの含有量が０．０１５％を超えると、板厚方向の靱性や延性を低下させるので、Ｓは０．０１５％以下に制限する必要がある。
このため、Ｓの含有量を０．００１〜０．０１５％の範囲に限定した。
Ｓは、ＲＥＭと硫化物を形成し、母材の結晶粒を微細化する作用を有する。また、ＭｎＳとして鋼中に存在し、ＨＡＺの組織を微細化する作用も有するため、０．００１％以上の含有量を必要とする。一方、Ｓの含有量が０．０１５％を超えると、板厚方向の靱性や延性を低下させるので、Ｓは０．０１５％以下に制限する必要がある。
このため、Ｓの含有量を０．００１〜０．０１５％の範囲に限定した。
「Ｃｕ＋Ｎｉ：銅＋ニッケル」０．１０％以下
Ｃｕは、従来、強度を確保するために有効な元素であるが、Ｃｕの添加による熱間加工性の低下を回避するため、Ｃｕ添加量とほぼ同量のＮｉを添加することが必須となる。
しかし、Ｎｉは非常にコストの高い元素であるため、Ｎｉを多量に添加することは本発明鋼の目的の一つである低コスト化を阻む要因となってしまう虞がある。このため、ＣｕおよびＮｉはできる限り添加しないことが好ましい。しかし、スクラップを用いてスラブを製造する場合、Ｃｕ及びＮｉが、それぞれ０．０５％程度は不可避的に混入してしまう虞があるため、Ｃｕ及びＮｉの総量の上限値を０．１０％とした。
Ｃｕは、従来、強度を確保するために有効な元素であるが、Ｃｕの添加による熱間加工性の低下を回避するため、Ｃｕ添加量とほぼ同量のＮｉを添加することが必須となる。
しかし、Ｎｉは非常にコストの高い元素であるため、Ｎｉを多量に添加することは本発明鋼の目的の一つである低コスト化を阻む要因となってしまう虞がある。このため、ＣｕおよびＮｉはできる限り添加しないことが好ましい。しかし、スクラップを用いてスラブを製造する場合、Ｃｕ及びＮｉが、それぞれ０．０５％程度は不可避的に混入してしまう虞があるため、Ｃｕ及びＮｉの総量の上限値を０．１０％とした。
「Ａｌ：アルミニウム」０．００５％以下
Ａｌは、ＴｉＯを生成させるためには含有量が少ない方が好ましく、実質的に、Ａｌを含有しないようにする必要がある。
しかしながら、Ａｌを含有しない成分組成とすることは工業生産的に制約があり、質量％で０．００５％程度の含有量が、ＴｉＯの生成を阻害しない許容範囲であることから、Ａｌの含有量は０．００５％以下とした。
Ａｌは、ＴｉＯを生成させるためには含有量が少ない方が好ましく、実質的に、Ａｌを含有しないようにする必要がある。
しかしながら、Ａｌを含有しない成分組成とすることは工業生産的に制約があり、質量％で０．００５％程度の含有量が、ＴｉＯの生成を阻害しない許容範囲であることから、Ａｌの含有量は０．００５％以下とした。
「Ｔｉ：チタン」０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、Ｏと結合してＴｉＯをなし、ＩＧＦの生成を促進するとともに、Ｎと結合して鋼中にＴｉＮを形成する。
上述の作用を得るためには、Ｔｉを０．００５％以上添加することが必要である。
Ｔｉの含有量が０．０３０％を超えると、母材靱性を劣化させる虞があるため、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０３０％の範囲に限定した。
Ｔｉは、Ｏと結合してＴｉＯをなし、ＩＧＦの生成を促進するとともに、Ｎと結合して鋼中にＴｉＮを形成する。
上述の作用を得るためには、Ｔｉを０．００５％以上添加することが必要である。
Ｔｉの含有量が０．０３０％を超えると、母材靱性を劣化させる虞があるため、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０３０％の範囲に限定した。
「Ｎｂ：ニオブ」０．００５〜０．１００％
Ｎｂは、オーステナイトの未再結晶域を拡大して、フェライトの細粒化を促進する効果があり、また、Ｎｂ炭化物を生成して強度の確保を図ることができる元素である。
上述の作用を得るためには、Ｎｂを０．００５％以上添加する必要がある。
Ｎｂの含有量が０．１００％を超えると、Ｎｂ炭化物によるＨＡＺ脆化が生じやすくなるため、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．１００％の範囲に限定した。
Ｎｂは、オーステナイトの未再結晶域を拡大して、フェライトの細粒化を促進する効果があり、また、Ｎｂ炭化物を生成して強度の確保を図ることができる元素である。
上述の作用を得るためには、Ｎｂを０．００５％以上添加する必要がある。
Ｎｂの含有量が０．１００％を超えると、Ｎｂ炭化物によるＨＡＺ脆化が生じやすくなるため、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．１００％の範囲に限定した。
「Ｎ：窒素」０．００２５〜０．００６０％
Ｎは、Ｔｉと結合して鋼中にＴｉＮを形成させるために、０．００２５％以上の添加が必要である。ただし、Ｎは固溶強化元素としても非常に大きな効果があるため、多量に添加するとＨＡＺ靱性を劣化するおそれが考えられる。そのため、ＨＡＺ靱性に大きな影響を与えずＴｉＮの効果を最大限に得られるように、Ｎの上限を０．００６０％とした。
Ｎは、Ｔｉと結合して鋼中にＴｉＮを形成させるために、０．００２５％以上の添加が必要である。ただし、Ｎは固溶強化元素としても非常に大きな効果があるため、多量に添加するとＨＡＺ靱性を劣化するおそれが考えられる。そのため、ＨＡＺ靱性に大きな影響を与えずＴｉＮの効果を最大限に得られるように、Ｎの上限を０．００６０％とした。
「Ｏ：酸素」０．００３５％以下
Ｏは、ＴｉＯを形成するために必要であるが、含有量が０．００３５％を超えると、粗大なＴｉＯを生成し、靱性を劣化するおそれが考えられる。
このため、Ｏの上限を０．００３５％とした。
Ｏは、ＴｉＯを形成するために必要であるが、含有量が０．００３５％を超えると、粗大なＴｉＯを生成し、靱性を劣化するおそれが考えられる。
このため、Ｏの上限を０．００３５％とした。
「ＲＥＭ：希土類元素」０．００１〜０．０２０％
ＲＥＭは、溶鋼中に酸化物及び硫化物を微細分散晶出させ、Ｍｎの中心偏析に起因した粗大なＭｎＳの生成を阻止し、また、晶出物のピン止めによって凝固組織を微細にする効果がある。
上述の効果を得るためには、ＲＥＭを０．００１％以上添加することが必要となる。
ＲＥＭの含有量が０．０２０％を超えると、晶出物の生成量が多くなり、鋳造時に鍋絞りが起こるため、上限値を０．０２０％に限定した。さらに好ましい上限値は、０．０１０％である。
ＲＥＭは、溶鋼中に酸化物及び硫化物を微細分散晶出させ、Ｍｎの中心偏析に起因した粗大なＭｎＳの生成を阻止し、また、晶出物のピン止めによって凝固組織を微細にする効果がある。
上述の効果を得るためには、ＲＥＭを０．００１％以上添加することが必要となる。
ＲＥＭの含有量が０．０２０％を超えると、晶出物の生成量が多くなり、鋳造時に鍋絞りが起こるため、上限値を０．０２０％に限定した。さらに好ましい上限値は、０．０１０％である。
本実施形態の母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼は、上述の成分を基本組成とするものであるが、更に強度、靭性、延性等の機械的特性の向上を目的として、以下に説明する選択的許容添加元素を１種または２種以上、積極的に含有した成分組成としても良い。
「Ｍｏ：モリブデン、Ｖ：バナジウム、Ｃｒ：クロム、Ｃａ：カルシウム、Ｍｇ：マグネシウム、Ｂ：ホウ素」
Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒは、何れも焼入れ性向上に有効な元素であり、必要に応じ一種または二種以上を選択して含有することができる。この中で、Ｖは、ＶＮを生成して組織微細化効果を最適化することができ、ＶＮによる析出強化を促進させる効果を有する。
また、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒの含有によってＡｒ３点が低下することから、フェライト粒の微細化効果がより大きくなる。
また、Ｃａを添加することにより、ＭｎＳの形態を制御し、低温靱性をさらに向上させることができるため、厳しいＨＡＺ特性が要求される場合には、選択して添加することができる。
また、Ｍｇは、ＨＡＺにおけるオーステナイトの粒成長を抑制し、細粒化させる作用があり、これによってＨＡＺ靱性が向上することから、厳しいＨＡＺ靱性が要求される場合には、選択して添加することができる。
Ｂは、少量を添加することで焼入性を大きく向上させる元素であり、極厚手鋼板のように冷却速度を確保するのが困難な場合には、選択して添加することができる。
Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒは、何れも焼入れ性向上に有効な元素であり、必要に応じ一種または二種以上を選択して含有することができる。この中で、Ｖは、ＶＮを生成して組織微細化効果を最適化することができ、ＶＮによる析出強化を促進させる効果を有する。
また、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒの含有によってＡｒ３点が低下することから、フェライト粒の微細化効果がより大きくなる。
また、Ｃａを添加することにより、ＭｎＳの形態を制御し、低温靱性をさらに向上させることができるため、厳しいＨＡＺ特性が要求される場合には、選択して添加することができる。
また、Ｍｇは、ＨＡＺにおけるオーステナイトの粒成長を抑制し、細粒化させる作用があり、これによってＨＡＺ靱性が向上することから、厳しいＨＡＺ靱性が要求される場合には、選択して添加することができる。
Ｂは、少量を添加することで焼入性を大きく向上させる元素であり、極厚手鋼板のように冷却速度を確保するのが困難な場合には、選択して添加することができる。
上述の効果を得るため、各元素の含有量は、質量％で、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．００３５％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｂ：０．００２％以下とすることが好ましい。
なお、０．２％を超えるＭｏ、又は０．５％を超えるＣｒを添加した場合には、溶接性や靱性を損ない、且つコストが上昇する虞がある。
また、０．０３％を超えるＶを添加した場合には、溶接性や靱性を損なう虞がある。
また、０．００３５％を超えるＣａを添加した場合には、鋼の清浄度が損なわれ、靱性の劣化や水素誘起割れ感受性を高めてしまう虞がある。
また、０．００５０％を超えるＭｇを添加した場合には、オーステナイト細粒化効果代が小さく、コスト上、得策ではない。
また、０．０００２％を超えるＢを添加した場合には、鋼の靱性を損なう虞がある。
なお、０．２％を超えるＭｏ、又は０．５％を超えるＣｒを添加した場合には、溶接性や靱性を損ない、且つコストが上昇する虞がある。
また、０．０３％を超えるＶを添加した場合には、溶接性や靱性を損なう虞がある。
また、０．００３５％を超えるＣａを添加した場合には、鋼の清浄度が損なわれ、靱性の劣化や水素誘起割れ感受性を高めてしまう虞がある。
また、０．００５０％を超えるＭｇを添加した場合には、オーステナイト細粒化効果代が小さく、コスト上、得策ではない。
また、０．０００２％を超えるＢを添加した場合には、鋼の靱性を損なう虞がある。
［鋼材の組織］
以下に、母材のベイナイト組織分率の限定理由について説明する。
低合金鋼にて母材、及びＨＡＺの靱性を確保しながら、５９０Ｎ／ｍｍ２級の引張強度を得るためには、ベイナイト組織分率が８０％以上であることが必要となる。
また、ベイナイト組織分率は、上記強度を得るため、８５％以上であることが好ましく、９０％以上であることがより好ましい。
なお、ここで述べるベイナイト組織とは、上部ベイナイト組織、下部ベイナイト組織に加え、アシキュラーフェライトから構成される組織を指す。
以下に、母材のベイナイト組織分率の限定理由について説明する。
低合金鋼にて母材、及びＨＡＺの靱性を確保しながら、５９０Ｎ／ｍｍ２級の引張強度を得るためには、ベイナイト組織分率が８０％以上であることが必要となる。
また、ベイナイト組織分率は、上記強度を得るため、８５％以上であることが好ましく、９０％以上であることがより好ましい。
なお、ここで述べるベイナイト組織とは、上部ベイナイト組織、下部ベイナイト組織に加え、アシキュラーフェライトから構成される組織を指す。
［Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭの関係の規定理由］
Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭの関係を、（１）式によって規定する理由について説明する。
Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭを、（１）式に表される関係とすることにより、過剰なＭｎＳが生成されるのを抑制することができる。
ＭｎＳは、ＩＧＦの生成核として働くため有効であるが、粗大なＭｎＳが過剰に生成すると割れの原因となり、有害である。このため、ＭｎＳの最適範囲を考えなければならないが、Ｓは、ＭｎよりもＲＥＭとの結合力の方が大きいため、ＭｎＳよりもＲＥＭ硫化物が先に生成することを考慮しなければならない。また、ＲＥＭは、Ｏとの結合力がより強いため、ＲＥＭ酸化物形成後に残ったＲＥＭにより、ＲＥＭ硫化物が生成されることを考慮する必要がある。
これらの作用を考慮した、有効なＭｎＳ（ｅｆｆ・ＭｎＳ）と、Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭの関係を（２）式で表す。
Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭの関係を、（１）式によって規定する理由について説明する。
Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭを、（１）式に表される関係とすることにより、過剰なＭｎＳが生成されるのを抑制することができる。
ＭｎＳは、ＩＧＦの生成核として働くため有効であるが、粗大なＭｎＳが過剰に生成すると割れの原因となり、有害である。このため、ＭｎＳの最適範囲を考えなければならないが、Ｓは、ＭｎよりもＲＥＭとの結合力の方が大きいため、ＭｎＳよりもＲＥＭ硫化物が先に生成することを考慮しなければならない。また、ＲＥＭは、Ｏとの結合力がより強いため、ＲＥＭ酸化物形成後に残ったＲＥＭにより、ＲＥＭ硫化物が生成されることを考慮する必要がある。
これらの作用を考慮した、有効なＭｎＳ（ｅｆｆ・ＭｎＳ）と、Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭの関係を（２）式で表す。
０．００７≦２．７×（［Ｓ］（％）＋［Ｏ］（％））−０．６×［ＲＥＭ］（％）≦０．０１５ ・・・（１）
ｅｆｆ・ＭｎＳ＝２．７×（［Ｓ］（％）＋［Ｏ］（％））−０．６×［ＲＥＭ］（％） ・・・（２）
上記（２）式で算出される有効なＭｎＳの含有量（ｅｆｆ・ＭｎＳ）が０．００７％未満の場合、ＭｎＳ生成量が少ないために靱性改善効果が小さく、０．０１５％超の場合には、ＲＥＭ酸化物及び硫化物の過剰生成によって靱性が悪くなるという問題がある。
このため、Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭの含有量が、（１）式に表される関係を満たすことを条件とした。
このため、Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭの含有量が、（１）式に表される関係を満たすことを条件とした。
［鋼材の製造条件］
以下に、本実施形態の母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼の製造方法について説明する。
本実施形態では、上述した成分組成を有する鋼片を、１２００℃以下の温度に加熱し、次いで、未再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延を行い、８５０℃以上の温度で熱間圧延を完了させた後、８００℃以上の温度から５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却することにより、母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼を得る方法としている。
さらに、得られた鋼を再加熱し、４００〜６５０℃で焼戻し処理を施す方法としても良い。
以下に、各製造条件の限定理由について説明する。
以下に、本実施形態の母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼の製造方法について説明する。
本実施形態では、上述した成分組成を有する鋼片を、１２００℃以下の温度に加熱し、次いで、未再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延を行い、８５０℃以上の温度で熱間圧延を完了させた後、８００℃以上の温度から５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却することにより、母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼を得る方法としている。
さらに、得られた鋼を再加熱し、４００〜６５０℃で焼戻し処理を施す方法としても良い。
以下に、各製造条件の限定理由について説明する。
加熱温度については、１２００℃以下の温度とすることが必要である。
加熱温度を１２００℃以下とする理由としては、高温加熱すると、凝固時に冷却速度を制御して造り込んだ析出物を再溶解させてしまう可能性があることが挙げられる。
また、相変態を完了させるには、加熱温度は１２００℃で充分であり、加熱の際に生じると考えられる結晶粒の粗大化も、予め防ぐことができる。
以上の理由により、加熱温度を１２００℃以下に限定した。
加熱温度を１２００℃以下とする理由としては、高温加熱すると、凝固時に冷却速度を制御して造り込んだ析出物を再溶解させてしまう可能性があることが挙げられる。
また、相変態を完了させるには、加熱温度は１２００℃で充分であり、加熱の際に生じると考えられる結晶粒の粗大化も、予め防ぐことができる。
以上の理由により、加熱温度を１２００℃以下に限定した。
次いで、未再結晶温度域において、累積圧下率で４０％以上の熱間圧延を行う必要がある。
未再結晶温度域における圧下量の増加は、圧延中のオーステナイト粒の微細化に寄与し、結果としてフェライト粒を微細化し、機械的性質を向上させる効果がある。このような効果は、未再結晶域での累積圧下率が４０％以上で顕著になる。
以上の理由により、未再結晶域での累積圧下量を４０％以上に限定した。
未再結晶温度域における圧下量の増加は、圧延中のオーステナイト粒の微細化に寄与し、結果としてフェライト粒を微細化し、機械的性質を向上させる効果がある。このような効果は、未再結晶域での累積圧下率が４０％以上で顕著になる。
以上の理由により、未再結晶域での累積圧下量を４０％以上に限定した。
鋼片は８５０℃以上で熱間圧延を完了させた後、８００℃以上の温度から５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却する必要がある。
８００℃以上の温度から冷却する理由として、８００℃未満の温度から冷却を開始すると、焼入れ性の観点から不利となり、所要の強度が得られない可能性があることが挙げられる。
また、冷却速度が５℃／sｅｃ未満では、均一なミクロ組織を有した鋼を得ることが期待できず、結果として加速冷却の効果が小さくなる。
また、一般に鋼を４００℃以下の温度まで冷却すれば、変態は充分に完了する。本実施形態では、鋼を５℃／sｅｃ以上の冷却速度にて４００℃以下まで冷却を続けることで充分な靱性を確保できるため、Ｔ処理を施さずに鋼材として使用することができる。
以上の理由により、鋼片を８５０℃以上の温度で熱間圧延を完了させた後、８００℃以上の温度から５℃／sｅｃ以上の冷却速度で４００℃以下の温度まで冷却する条件に限定した。
８００℃以上の温度から冷却する理由として、８００℃未満の温度から冷却を開始すると、焼入れ性の観点から不利となり、所要の強度が得られない可能性があることが挙げられる。
また、冷却速度が５℃／sｅｃ未満では、均一なミクロ組織を有した鋼を得ることが期待できず、結果として加速冷却の効果が小さくなる。
また、一般に鋼を４００℃以下の温度まで冷却すれば、変態は充分に完了する。本実施形態では、鋼を５℃／sｅｃ以上の冷却速度にて４００℃以下まで冷却を続けることで充分な靱性を確保できるため、Ｔ処理を施さずに鋼材として使用することができる。
以上の理由により、鋼片を８５０℃以上の温度で熱間圧延を完了させた後、８００℃以上の温度から５℃／sｅｃ以上の冷却速度で４００℃以下の温度まで冷却する条件に限定した。
また、特に優れた靱性値が要求され、熱間圧延、加速冷却後に焼戻し処理を施す場合には、焼戻し処理温度を４００〜６５０℃の範囲内とする必要がある。
焼戻し処理を行う場合、焼戻し処理温度が高温になるほど結晶粒成長の駆動力が大きくなるが、焼き戻し処理温度が６５０℃を超えるとそれが顕著になる。
また、４００℃未満の焼戻し処理温度では、上述の効果が充分に得られなくなる虞がある。
以上の理由により、熱間圧延後に焼戻し処理をする場合は、４００〜６５０℃の焼戻し処理温度にて行うことに限定した。
焼戻し処理を行う場合、焼戻し処理温度が高温になるほど結晶粒成長の駆動力が大きくなるが、焼き戻し処理温度が６５０℃を超えるとそれが顕著になる。
また、４００℃未満の焼戻し処理温度では、上述の効果が充分に得られなくなる虞がある。
以上の理由により、熱間圧延後に焼戻し処理をする場合は、４００〜６５０℃の焼戻し処理温度にて行うことに限定した。
以上、説明したように、本実施形態の母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼によれば、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．６〜３．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１５％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％以下、Ａｌ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．００２５〜０．００６０％、Ｏ：０．００３５％以下、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、母材のベイナイト組織分率が８０％以上であり、前記Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭの関係が、式（０．００７≦２．７×（［Ｓ］（％）＋［Ｏ］（％））−０．６×［ＲＥＭ］（％）≦０．０１５）で表される関係としている。
成分組成を上述の範囲内とし、また、Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭの関係を上述の式で表される範囲内とすることにより、Ｍｎを添加する際に問題となる中心偏析の影響を緩和することができ、且つ、溶接によるＨＡＺの結晶粒粗大化を抑制できる。
これにより、鋼材の靱性が安定するとともに溶接性が向上し、複雑な工程や方法を用いずに、低コストで、母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼が得られる。
成分組成を上述の範囲内とし、また、Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭの関係を上述の式で表される範囲内とすることにより、Ｍｎを添加する際に問題となる中心偏析の影響を緩和することができ、且つ、溶接によるＨＡＺの結晶粒粗大化を抑制できる。
これにより、鋼材の靱性が安定するとともに溶接性が向上し、複雑な工程や方法を用いずに、低コストで、母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼が得られる。
以下、本発明に係る母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
［サンプル作製］
表１及び表２に示すような、各成分組成を有するスラブを用い、表３に示す各条件にて熱間圧延処理を行うことにより、本発明の母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼（表１の本発明鋼１〜１６）、及び従来の溶接構造用鋼（表２の比較鋼１７〜３１）を得た。
表１及び表２に示すような、各成分組成を有するスラブを用い、表３に示す各条件にて熱間圧延処理を行うことにより、本発明の母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼（表１の本発明鋼１〜１６）、及び従来の溶接構造用鋼（表２の比較鋼１７〜３１）を得た。
［評価試験］
上記各サンプルの機械的性質を評価するため、以下の各評価試験を行った。
まず、上記各鋼板の板厚の１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、この試験片を用いて、引張強度ＴＳ（Ｎ／ｍｍ２）、降伏強度ＹＳ（０．２％耐力）（Ｎ／ｍｍ２）、全延びＥｌ（％）を測定した。
また、母材靱性の評価試験として、各鋼板の板厚の１／４ｔより２ｍｍＶノッチ試験片を採取し、この試験片を用いて、−５℃の温度下でシャルピー衝撃試験を行い、これによって得られる衝撃吸収エネルギー値を測定した。
また、ＨＡＺ靱性の評価試験として、溶接入熱１０（ｋＪ／ｍｍ）相当の再現熱サイクル試験を実施した鋼材を、−５℃の温度下でシャルピー衝撃試験を行い、これによって得られる衝撃吸収エネルギー値を測定した。
ベイナイト組織分率は、ナイタールにてエッチングした鋼材の組織を光学顕微鏡で観察することによって評価した。
評価結果を表４に示す。
上記各サンプルの機械的性質を評価するため、以下の各評価試験を行った。
まず、上記各鋼板の板厚の１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、この試験片を用いて、引張強度ＴＳ（Ｎ／ｍｍ２）、降伏強度ＹＳ（０．２％耐力）（Ｎ／ｍｍ２）、全延びＥｌ（％）を測定した。
また、母材靱性の評価試験として、各鋼板の板厚の１／４ｔより２ｍｍＶノッチ試験片を採取し、この試験片を用いて、−５℃の温度下でシャルピー衝撃試験を行い、これによって得られる衝撃吸収エネルギー値を測定した。
また、ＨＡＺ靱性の評価試験として、溶接入熱１０（ｋＪ／ｍｍ）相当の再現熱サイクル試験を実施した鋼材を、−５℃の温度下でシャルピー衝撃試験を行い、これによって得られる衝撃吸収エネルギー値を測定した。
ベイナイト組織分率は、ナイタールにてエッチングした鋼材の組織を光学顕微鏡で観察することによって評価した。
評価結果を表４に示す。
［評価試験結果］
表１〜表４において、「本発明鋼」及び「比較鋼」の各欄に記載された番号は、各々符合させて示している。
各表において、１〜１６（本発明鋼）が、本発明の溶接構造用鋼の実施例であり、１７〜３１（比較鋼）が、従来の溶接構造用鋼の比較例である。
表１〜表４において、「本発明鋼」及び「比較鋼」の各欄に記載された番号は、各々符合させて示している。
各表において、１〜１６（本発明鋼）が、本発明の溶接構造用鋼の実施例であり、１７〜３１（比較鋼）が、従来の溶接構造用鋼の比較例である。
本発明の溶接構造用鋼（本発明鋼）では、鋼材を表１に示す成分組成とし、表３に示す各条件にて熱間圧延処理を行うことにより、成分組成と製造条件の各々を満足している。
この結果、表４に示すように、全てのサンプルにおいて、（１）式（０．００７≦２．７×（［Ｓ］（％）＋［Ｏ］（％））−０．６×［ＲＥＭ］（％）≦０．０１５）で表される関係を満足しており、また、ベイナイト組織分率が８０％以上となっている。
また、母材特性の欄に示すように、全てのサンプルの引張強度ＴＳが５９０（Ｎ／ｍｍ２）以上であり、大入熱溶接においても、−５℃でのシャルピー衝撃エネルギー値は１００J以上と高靱性を有しており、母材としての特性が非常に優れていることが明らかである。
また、規定範囲内であれば、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃａ、Ｍｇを添加しても、焼戻し処理を施しても良好な靱性が得られることがわかる。
この結果、表４に示すように、全てのサンプルにおいて、（１）式（０．００７≦２．７×（［Ｓ］（％）＋［Ｏ］（％））−０．６×［ＲＥＭ］（％）≦０．０１５）で表される関係を満足しており、また、ベイナイト組織分率が８０％以上となっている。
また、母材特性の欄に示すように、全てのサンプルの引張強度ＴＳが５９０（Ｎ／ｍｍ２）以上であり、大入熱溶接においても、−５℃でのシャルピー衝撃エネルギー値は１００J以上と高靱性を有しており、母材としての特性が非常に優れていることが明らかである。
また、規定範囲内であれば、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃａ、Ｍｇを添加しても、焼戻し処理を施しても良好な靱性が得られることがわかる。
これに対し、比較鋼１７〜３１に示す従来の溶接構造用鋼（比較鋼）では、それぞれＭｎ量（比較鋼１９）、Ｃ量（比較鋼１７）、Ｎｂ量（比較鋼２２）、Ｔｉ量（比較鋼２１）、Ｓｉ量（比較鋼１８）、Ａｌ量（比較鋼２０）、Ｎ量（比較鋼２７）、Ｍｏ、Ｖ量（比較鋼２３）、Ｃｒ量（比較鋼２６）、Ｃａ、Ｍｇ量（比較鋼２５）、Ｏ量（比較鋼２４）、ＲＥＭ量（比較鋼２８、２９）、Ｃｕ+Ｎｉ量（比較鋼３０）、Ｂ量（比較鋼３１）、熱間圧延後の冷却速度（比較鋼２７）、焼戻し処理（比較鋼２４）、累積圧下率（比較鋼２６）、再加熱温度（比較鋼２５）、圧延後の冷却開始温度（比較鋼３０）の条件が、本発明で規定した範囲外となっているため、ＨＡＺ靱性が劣っている。また、比較鋼２９に関してはＲＥＭを添加しなかったため、硫化物が粗大となり、その結果靱性が劣位であった。
上記結果により、本発明に係る母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼が、高い機械的特性を有していることが明らかとなった。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．６〜３．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１５％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％以下、Ａｌ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．００２５〜０．００６０％、Ｏ：０．００３５％以下、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、母材のベイナイト組織分率が８０％以上であり、
前記Ｓ、Ｏ、及びＲＥＭの関係が、次式（１）
０．００７≦２．７×（［Ｓ］（％）＋［Ｏ］（％））−０．６×［ＲＥＭ］（％）≦０．０１５ ・・・（１）
で表されることを特徴とする母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼。 - 更に、質量％で、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．００３５％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｂ：０．００２％以下の群から選択される少なくとも一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼。
- 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼片を１２００℃以下の温度に加熱し、次いで未再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延を行い、８５０℃以上の温度で熱間圧延を完了させた後、８００℃以上の温度から５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却することを特徴とする母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼の製造方法。
- 請求項３に記載の母材及び溶接熱影響部の靱性が優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼の製造方法で得られた鋼を再加熱し、４００〜６５０℃で焼戻し処理を施すことを特徴とする母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼の製造方法。
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