大入熱溶接用鋼材の製造方法
【課題】本発明は、ＴＭＣＰでの製造を前提として、溶接入熱量３００ｋＪ／ｃｍ以上の溶接によっても溶接熱影響部の靭性が低下しない大入熱溶接用鋼材の製造方法を提供する。
【解決手段】鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００３５〜０．００７０％、Ｃａ、Ｂを含み、かつ、Ｃｅｑ≦０．３６を満たし、鋼素材を加熱後、鋼板表面温度８５０℃以下で累積圧下率４０％以上で圧延を行い、仕上げ温度：ＦＴ（℃）を、Ｔｉ／Ｎ≦２．２の場合、ＦＴ（℃）≧７９０℃とし、Ｔｉ／Ｎ＞２．２の場合、ＦＴ（℃）≧（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）かつ、ＦＴ（℃）≧Ａｒ３変態点とし、その後、冷却開始温度を（Ａｒ３−３０）℃以上の温度で、冷却停止温度を３００〜５００℃の範囲内の温度とし、加速冷却を行なうことを特徴とする大入熱溶接用鋼材の製造方法。
【解決手段】鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００３５〜０．００７０％、Ｃａ、Ｂを含み、かつ、Ｃｅｑ≦０．３６を満たし、鋼素材を加熱後、鋼板表面温度８５０℃以下で累積圧下率４０％以上で圧延を行い、仕上げ温度：ＦＴ（℃）を、Ｔｉ／Ｎ≦２．２の場合、ＦＴ（℃）≧７９０℃とし、Ｔｉ／Ｎ＞２．２の場合、ＦＴ（℃）≧（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）かつ、ＦＴ（℃）≧Ａｒ３変態点とし、その後、冷却開始温度を（Ａｒ３−３０）℃以上の温度で、冷却停止温度を３００〜５００℃の範囲内の温度とし、加速冷却を行なうことを特徴とする大入熱溶接用鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、造船、建築、土木等の各種構造物で使用される引張強度（ＴＳ）が５１０ＭＰａクラス、板厚７０ｍｍまでの鋼材、特に溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接に適した大入熱溶接用鋼材の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
造船、建築、土木等の分野で使用される鋼材は、一般に、溶接による接合により所望の形状の構造物に仕上げられる。これらの構造物には、安全性の観点から、使用される鋼材の母材性能はもちろん、溶接部の靱性に優れることが要請されている。
【０００３】
これら構造物や船舶は、近年、ますます大型化し、使用される鋼材の厚肉化に伴い、溶接施工にはサブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接およびエレクトロスラグ溶接などの高能率な大入熱溶接法が適用されている。このため、これら大入熱溶接法により溶接施工した場合でも、溶接部の靱性が低下しない優れた特性を有する鋼材が必要となっている。
【０００４】
しかし、一般に、溶接入熱量が大きくなると、溶接熱影響部の組織が粗大化するために、溶接熱影響部の靱性は低下することが知られている。このような大入熱溶接法を採用したことによる溶接熱影響部の靱性の低下を防止するため、これまでにも多くの対策が提案されてきた。
【０００５】
例えば、ＴｉＮの微細分散によるオーステナイト粒の粗大化抑制やフェライト変態核としての作用を利用する技術が実用化され、また特許文献１にはＴｉの酸化物を分散させる技術が、特許文献２にはＢＮのフェライト核生成能を組み合わせる技術が開示されている。
【０００６】
さらに、鋼中の硫化物の形態を制御する技術が特許文献３および特許文献４に開示され、それぞれＣａおよびＲＥＭを添加して溶接熱影響部の高靱性を達成した大入熱溶接用鋼材が開示されている。
【０００７】
一方、これら大入熱溶接用鋼材の高強度化の技術的要請もあり、これを受け、高強度化を維持しつつ、母材性能とりわけ母材靭性の安定的な確保も必要となっている。一般に、鋼材の高強度化、厚肉化を図ると、それとともに母材の靱性は低下することが知られている。また、大入熱溶接用鋼材では、その溶接熱影響部（単に「ＨＡＺ」と云う場合もある。）の靱性を確保するためにＴｉやＮｂ、Ｂ、Ｎといった微量元素（マイクロアロイ）が活用されるケースが多いが、これら微量元素の鋼板への適用の効果は、鋼板母材（単に「母材」と云う場合もある。）の強度や靭性がばらつき、低下するとの問題もある。
【０００８】
このような母材靱性のばらつき、低下に対して、これまでにもいくつかの対策が提案されてきた。例えば、特許文献５および特許文献６には、精緻な圧延条件制御をすることで母材組織の粒径をある大きさ以下とし、それにより靭性を安定化させる技術が開示されている。
【０００９】
また、特許文献７には、鋼のδ温度域の幅を狭く制御することで、Ｔｉ系炭窒化物、Ｎｂ系炭窒化物を微細にし、母材低温靭性を向上させるといった技術も開示されている。
【００１０】
一方、特許文献８には、鋼板製造法として、ＴＭＣＰ法ではなくＤＱＴ法（直接焼入れ−焼戻し）を選択することで、変態過程でのＣ（炭素）の分配が均一なベイナイト組織を形成させ、鋼板の靭性を安定的に確保する技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開昭５７−５１２４３号公報
【特許文献２】特開昭６２−１７０４５９号公報
【特許文献３】特開昭６０−２０４８６３号公報
【特許文献４】特公平４−１４１８０号公報
【特許文献５】特開２００９−６８０５０号公報
【特許文献６】特開２００９−７４１１１号公報
【特許文献７】特開２００７−２３９０９０号公報
【特許文献８】特許第３５９９５５６号公報
【特許文献９】特許第３５４６３０８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
大入熱溶接用鋼材の成分において重要なＴｉやＢなどの微量元素は、Ｎ量の影響を大きく受けることが知られている。鋼中のＮ量のばらつき変動によってＴｉＮ形成量、および固溶Ｂ量が影響を受け、ひいては母材の強度および靭性特性のばらつき変動の大きな要因となる。鋼の製造工程において、Ｎ量は製鋼過程でのオンサイト制御を採用し狭い範囲に精度よく制御することが可能となったが、それでも±１０ｐｐｍの範囲でのばらつきが生じる。
【００１３】
特許文献５および特許文献６には、精緻な圧延条件制御が開示され、また、特許文献７にはδ温度域制御による温度管理が開示されているが、これらの技術を採用しても、出鋼チャージ間でのＮ量のばらつき変動があれば、これに起因する母材靭性のばらつきを低減することは困難である。
【００１４】
特許文献８は、ＤＱＴ法（直接焼入れ−焼戻し）を選択することで、このような母材靭性のばらつきの低減を図っているが、製造効率・コスト、短納期の観点で、ＴＭＣＰ法による製造が望まれている。
【００１５】
そこで、本発明は、ＴＭＣＰ法での製造を前提として、出鋼チャージ間でのN量ばらつきに応じて、適切な圧延仕上げ温度（FT）を設定し、溶接入熱量３００ｋＪ／ｃｍ以上の溶接によっても溶接熱影響部の靭性が低下しない大入熱溶接用鋼材の製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者らは、これらの問題点を解決し、母材靭性に優れ、かつ３００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接を行っても優れたＨＡＺ靭性を有する大入熱溶接用鋼材の製造方法について鋭意検討を行った。
【００１７】
まず、本発明において、大入熱溶接における溶接部のＨＡＺ靭性の確保については、特許文献９にて開示された知見を勘案し、Ｔｉ、Ｂ、Ｎ、Ｃａを適正に含有させ、さらに改良検討を行い本発明を完成させた。本発明によれば、大入熱溶接時のγ粒粗粒化を抑制するとともに、高温下でも溶解しないフェライト変態生成核を微細に分散させることができ、溶接熱影響部の組織を微細なフェライトパーライトの組織として高靱性化を達成できる。
【００１８】
まず、本発明者らは、Ｃｅｑ≦０．３６の合金元素制約のもと大入熱溶接用鋼の母材靭性を安定的な確保するためのＴＭＣＰ製造法について鋭意検討を行った。ここで、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５であり、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有していない場合には０とする。以下の説明で単にＣｅｑと記載した場合には、上記式で求められるものをいうものとする。
【００１９】
検討の結果、出鋼チャージ間でのＮ量ばらつきに応じて、適切な圧延仕上げ温度（ＦＴ）を設定すればよいとの知見を得て、本発明に至った。具体的には、仕上げ温度を、Ｔｉ／Ｎ≦２．２の場合ＦＴ≧７９０℃、Ｔｉ／Ｎ＞２．２の場合ＦＴ≧（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）（ただしＡｒ３変態点以上）とすることが重要であることを見出した。ここでＴｉ、Ｎはそれぞれ鋼板に含有される量（質量％）であるが、レ―ドル分析値（質量％）から求めても良い。
【００２０】
本発明は、上記の知見に基づいて完成したものであり、その要旨は以下の通りである
（１）鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｉ：０．１〜０．６％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００３５〜０．００７０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％を含有し、かつ、Ｃｅｑ≦０．３６を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物である鋼素材を
加熱後、鋼板表面温度８５０℃以下の温度域で累積圧下率４０％以上で圧延を行い、
該圧延の仕上げ温度：ＦＴ（℃）を、Ｔｉ／Ｎ≦２．２の場合、ＦＴ（℃）≧７９０℃とし、
Ｔｉ／Ｎ＞２．２の場合、ＦＴ（℃）≧（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）（℃）かつ、ＦＴ（℃）≧Ａｒ３変態点（℃）とし、
その後、冷却開始温度を（Ａｒ３−３０）℃以上の温度で、冷却停止温度を３００〜５００℃の範囲内の温度とし、加速冷却を行なうことを特徴とする大入熱溶接用鋼材の製造方法。
【００２１】
ここで、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５であり、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有していない場合には０とする。
（２）前記鋼素材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｃｕ：０．１〜０．５％の内から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の大入熱溶接用鋼材の製造方法。
（３）前記鋼素材が、さらに質量％で、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．０２％以下、Ｔａ：０．０２％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下の内からから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の大入熱溶接用鋼材の製造方法。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、母材強度−靭性バランスに優れ、３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接においても優れた溶接熱影響部靱性を有する引張強度（ＴＳ）が５１０ＭＰａクラスの鋼板が工業的に安定製造できる。
【００２３】
したがって、本発明は、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接により施工される大型の構造物の品質向上に寄与するところ大である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
本発明を実施するための形態を説明する。以下の説明において、元素の単位の％の表記は質量％を意味する。
【００２５】
まず、鋼の成分組成については、本発明では炭素等量Ｃｅｑを次のように規定する。
Ｃｅｑ：０．３６％以下
Ｃｅｑは高いほど強度が上がり、伸びが低下する。また、Ｃｅｑは溶接熱影響部の靭性の指標ともなり、０．３６％を超えた場合、大入熱溶接時の溶接熱影響部の靭性が劣化する。このため、Ｃｅｑは０．３６％以下とする。
ここで、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５であり、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有していない場合には０とする。
【００２６】
以下、各成分の限定理由について説明する。
【００２７】
Ｃ：０．０３〜０．１％
Ｃは、構造用鋼として必要な強度を得るために必要であり、Ｃの含有量は０．０３％以上が必要であるが、過剰に含有すると、溶接熱影響部に島状マルテンサイトが生成するので、その生成量を抑えるため、Ｃの含有量の上限は０．１％とする。
【００２８】
Ｓｉ：０．０１〜０．３％
Ｓｉは、製鋼時の脱酸元素として添加されるが、Ｓｉの含有量は０．０１％以上が必要であるが、０．３％を超えると、母材の靱性を劣化させるほか、大入熱溶接熱影響部に島状マルテンサイトを生成して靱性を劣化させる。したがって、Ｓｉの含有量は０．０１〜０．３％とする。
【００２９】
Ｍｎ：１．２〜２．０％
Ｍｎは、母材の強度を確保するために、Ｍｎの含有量は、１．２％以上は必要であるが、２．０％を超えると溶接熱影響部の靱性が逆に劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は１．２〜２．０％とする。
【００３０】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、０．０１５％を超えると溶接熱影響部の組織において、島状マルテンサイトの生成を促進して溶接熱影響部の靱性を劣化させるため、Ｐの含有量は０．０１５％以下とする。
【００３１】
Ｓ：０．０００５〜０．００４０％
Ｓは、溶接熱影響部の組織を改善するために必要なＣａＳおよびＭｎＳの生成に寄与するために０．０００５％以上必要であり、０．００４０％を超えると母材の靱性を劣化させるので、Ｓの含有量は０．０００５〜０．００４０％とする。
【００３２】
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸元素であり、Ａｌの含有量は、０．００５％以上必要であるが、０．１％を超えて含有すると母材の靱性を低下させると同時に溶接金属の靱性も劣化させるので、Ａｌの含有量は０．００５〜０．１％とする。好ましくは、Ａｌの含有量は０．０１％以上である。
【００３３】
Ｎｉ：０．１〜０．６％
Ｎｉは、母材の高強度化・高靭化に有効な元素であるが、その効果を得るためには、０．１％以上必要であり、０．６％を超えると合金コストが高くなるので、Ｎｉの含有量は０．１〜０．６％とする。
【００３４】
Ｎｂ：０．００５〜０．０２％
Ｎｂは、母材鋼板の強度・靱性および継手の強度を確保するのに有効な元素であるが、特に本発明においては、母材の強度と伸びのバランスを向上させることのできる元素として重要である。母材鋼板の伸び向上のためには冷却停止温度を高める必要がある。これを前提に、母材強度を確保するためにはＮｂを含有することが必要である。しかし、その含有量が０．００５％未満ではその効果が小さい。また、Ｎｂは、０．０２％を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性が劣化する。したがって、Ｎｂの含有量は０．００５〜０．０２％とする。
【００３５】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
Ｔｉは、溶鋼の凝固時にＴｉＮとなって鋼板中に析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となって高靱性化に寄与する。しかし、Ｔｉの含有量は０．００５％に満たないとその効果が少なく、０．０２％を超えるとＴｉＮの析出物が粗大化し、以上の期待する効果が得られなくなるので、Ｔｉの含有量は０．００５〜０．０２％とする。
【００３６】
Ｎ：０．００３５〜０．００７０％
Ｎは、ＴｉＮの析出物の量を必要なだけ確保するうえで重要な元素であり、Ｎの含有量は０．００３５％未満では十分なＴｉＮの析出物の量が得られない。Ｎの含有量が０．００７０％を超えると溶接時の熱サイクルを受ける領域に存在するＴｉＮが溶解し、その領域での固溶Ｎ量が増加するため靱性が著しく低下する。したがって、Ｎの含有量は０．００３５〜０．００７０％の範囲とする。
【００３７】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
Ｃａは、Ｓの固定による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００５％以上含有することが好ましいが、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和する。このため、本発明では、Ｃａの含有量は、０．０００５％〜０．００３０％の範囲に限定する。
【００３８】
Ｂ：０．０００３〜０．００２５％
Ｂは、溶接熱影響部でＮと反応しＢＮを生成して、当該溶接熱影響部に存在する固溶Ｎを低減するとともにフェライト変態核として作用する元素である。このような効果を得るにはＢの含有量は０．０００３％以上必要であるが、０．００２５％を超えて添加すると固溶Ｂが増加しやすくなり、焼入れ性が増して溶接熱影響部の靱性が劣化する。したがって、Ｂの含有量は、０．０００３〜０．００２５％の範囲とする。
【００３９】
本発明では、さらに強度向上などの機能を有する第１の元素グループであるＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕの内から選ばれる少なくとも１種以上を下記の範囲で任意的、選択的に含有させることができる。それらの含有量は以下の通りである。
【００４０】
Ｃｒ：０．１〜０．５％
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素であるが、その効果を得るためには０．１％以上必要であり、０．５％を超えると靱性に悪影響を与えることがあるので、添加する場合には、上限を０．５％とするのが好ましい。
【００４１】
Ｍｏ：０．０１〜０．３％
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素であるが、その効果を得るためには０．０１％以上必要であり、多量に添加すると靱性に悪影響を与える場合があるので、添加する場合には、上限を０．３％とすることが好ましい。
【００４２】
Ｖ：０．０１〜０．２％
Ｖは、母材の高強度化に有効な元素であるとともに、ＶＮとしてのフェライト生成核として働くが、その効果を得るためにはＶの含有量は０．０１％以上必要であり、０．２％を超えると靱性に悪影響を与える場合があるので、添加する場合には、上限を０．２％とすることが好ましい。
【００４３】
Ｃｕ：０．１〜０．５ ％
Ｃｕは、母材の高強度化に有効な元素であるが、その効果を得るためにはＣｕの含有量は０．１％以上必要であり、０．５％を超えると母材の靱性に悪影響を与える場合があるので、添加する場合には、上限を０．５％とすることが好ましい。
【００４４】
本発明では、さらに必要に応じて靭性を改善する第２の元素グループであるＭｇ、Ｚｒ、Ｔａ、ＲＥＭの内から選ばれる少なくとも１種以上を下記の範囲で任意的、選択的に含有させることができる。それらの含有量は以下の通りである。
【００４５】
Ｍｇ：０．００５％以下
Ｍｇは、ＭｇＯを形成するのに寄与し、また、このＭｇＯはＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、これによりＨＡＺの靭性を向上させる効果がある。このような効果を得るためには、Ｍｇの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。しかしＭｇの含有量が０．００５％を超えると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させる場合があるので、添加する場合には、上限を０．００５％とすることが好ましい。
【００４６】
Ｚｒ：０．０２％以下
Ｚｒは、Ｔｉと同様に窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、ＨＡＺ靭性の改善に有効な元素である。このような効果を充分に発揮させるため、Ｚｒの含有量は０．００１％以上含有させることが好ましい。しかしこの量が０．０２％を超えると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性を低下させる場合があるので、添加する場合には、上限を０．０２％とすることが好ましい。
【００４７】
Ｔａ：０．０２％以下
Ｔａは、Ｎｂと同様に鋼中で炭窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、ＨＡＺ靭性の改善に有効な元素である。このような効果を充分に発揮させるため、Ｔａの含有量は、０．００１％以上含有させることが好ましい。しかしＴａの含有量は、０．０２％を超えると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性を低下させる場合があるので、添加する場合には、上限を０．０２％とすることが好ましい。
【００４８】
ＲＥＭ：０．０１％以下
ＲＥＭは、Ｃａと同様ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する元素である。ＲＥＭは、ＭｎＳの球状化効果、言い換えれば介在物の形態制御による異方性の低減作用があり、ＨＡＺ靭性を向上させる。このような効果を充分に発揮させるために鋼板中に、ＲＥＭの含有量を、０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかしＲＥＭの含有量が０．０１％を超えると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させる場合があるので、添加する場合には上限を、０．０１％とすることが好ましい。
【００４９】
その他、残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、本発明の効果に影響を及ぼさない元素の含有を妨げるものではない。
【００５０】
本発明は、上記の鋼材の製造方法に関するもので、特に圧延条件と冷却条件を規定している。温度はいずれも鋼板表面温度である。以下、個々の条件について説明する。
【００５１】
累積圧下率：鋼板表面温度８５０℃以下の温度域で累積圧下率４０％以上
変態後の組織を十分に微細化して靭性を向上させるため、オーステナイトの未再結晶温度域である８５０℃以下の温度域で加工歪を導入することが必要である。累積圧下率が４０％未満では変態後のフェライト結晶粒径が十分微細化せず、鋼板の靭性が低下する。したがって、圧延中の累積圧下率を８５０℃以下の温度域で４０％以上とする。
【００５２】
圧延の仕上げ温度（「ＦＴ（℃）」と略す。）：Ｔｉ／Ｎ≦２．２の場合ＦＴ（℃）≧７９０℃、Ｔｉ／Ｎ＞２．２の場合ＦＴ（℃）≧（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）
圧延仕上げ温度はレ―ドル分析で判明するＴｉ／Ｎレベルによって決めることができる。本発明において、最も重要なポイントである。ここで、Ｔｉ、Ｎは鋼中の各元素の含有量であるが、製鋼工程で分析されるレ―ドル分析による値を用いることができる。
【００５３】
Ｔｉ／Ｎ≦２．２の場合、母材の焼入れ性に寄与する固溶Ｂ量が減るため母材強度が低下しやすい。一方、母材靭性は比較的安定するため、仕上げ温度：ＦＴ（℃）≧７９０℃と高めに設定した。仕上げ温度を７９０℃以上としたのは、母材強度確保を図ることが必要であるためである。
【００５４】
一方、Ｔｉ／Ｎ＞２．２の場合、母材の焼入れ性に寄与する固溶Ｂ量が増えるため母材強度は高めにばらつきやすく、さらに、シャルピー試験特性の靭性の低下も生じやすい。母材強度に余裕がある場合、靭性の安定化を図るため、Ｔｉ／Ｎレベルに応じて、できるだけ低温で仕上げることが好ましい。ただし、圧延仕上げ温度を必要以上に下げると母材強度不足となる懸念があるため、ＦＴ（℃）≧（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）（℃）とする。ただし（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）（℃）がＡｒ３変態点を下回る場合は、ＦＴ（℃）≧Ａｒ３変態点（℃）とする。ＦＴ（℃）がＡｒ３変態点を下回ると、靭性が低下する場合があるため、Ａｒ３変態点（℃）以上が必要である。
【００５５】
なお、圧延仕上げ温度：ＦＴ（℃）は、母材靭性を確保する観点から、Ｔｉ／Ｎ≦２．２の場合できる限り７９０℃直上、Ｔｉ／Ｎ＞２．２の場合（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）（℃）で表される温度直上が望ましい。ここで、望ましい温度直上とは、（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）〜（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）+２０℃の温度をいう。
【００５６】
冷却条件：（Ａｒ３−３０）℃以上の温度から３００℃から５００℃の範囲まで加速冷却硬化相の強度の向上により所定の強度を確保するために制御する。冷却開始温度は、低いほど強度が低下し、鋼材平均温度が（Ａｒ３−３０）℃未満になると所定の強度が得られなくなるため、（Ａｒ３−３０）℃以上とする。
【００５７】
冷却停止温度は、低いほど強度が向上するが、逆に靭性は低下する。したがって、十分な母材靭性を確保するためには冷却停止温度を３００℃以上とする必要がある。一方、５００℃を超えると所定の強度が得られないため、冷却停止温度は３００〜５００℃の範囲内の温度とする。
【００５８】
加速冷却の速度は板厚１/４ｔ（ｔ；板厚）位置において５〜２０℃／ｓの範囲とするのが好ましい。冷却速度が５℃／ｓ以上であれば、降伏強度３９０ＭＰａ以上を確保でき、冷却速度が２０℃／ｓを超えると靭性が低下する場合があるからである。
【００５９】
なお、Ａｒ３変態点は、例えば、実測してもよいが、Ａｒ３変態点（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏの式から求めることができる。この場合、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有していない場合には０として計算する。
【実施例】
【００６０】
次に本発明を実施例に基づいて説明する。
【００６１】
【表１】
【００６２】
表１に示す組成の鋼を溶製し、熱間圧延により厚さ１７０ｍｍのスラブとした。このスラブを１１５０℃に２時間加熱後、表２に示す圧延・冷却条件で板厚６０ｍｍのＴＭＣＰ鋼板を得た。得られた鋼板の１／４ｔ位置より、丸棒引張試験片（標点間距離：７０ｍｍ、平行部径：１４ｍｍ）を採取し、母材の強度を評価した。目標とする鋼板の強度は、降伏強度：ＹＳが３９０ＭＰａ以上、引張強度：ＴＳが５１０ＭＰａ以上として製造した。また、鋼板の靭性は同じく１／４ｔ位置の２ｍｍＶノッチシャルピー試験にて評価した。目標とする靭性はｖＴｒｓで−６０℃以下である。ここで、ｔは鋼板の板厚（ｍｍ）を表す。
【００６３】
さらに、これらの鋼板から溶接熱サイクル後の特性を測定するため、幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後８００〜５００℃を１℃／ｓで冷却する溶接熱サイクルを再現熱サイクルとして付与し、溶接熱影響部の靱性を２ｍｍＶノッチシャルピー試験にて評価した。なお、この冷却速度は、エレクトロガス溶接での入熱量４５０ｋＪ／ｃｍの溶接熱影響部が受ける熱サイクルに相当する。また、目標とする靭性の特性はｖＴｒｓで−３０℃以下である。
【００６４】
【表２】
【００６５】
表２に、母材の機械的性質と溶接熱影響部の靱性を示す。表２から、本発明例ではいずれも良好な母材強度・靭性が得られるとともに、溶接熱影響部においても良好な靱性が得られた。これに対し、比較例では、母材性能や溶接熱影響部の靱性が劣っている。これらの比較例は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｃｅｑの値など各成分含有量のいずれかが本発明範囲を外れるもの、あるいは圧延・冷却条件が本発明範囲を外れるものであった。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、造船、建築、土木等の各種構造物で使用される引張強度（ＴＳ）が５１０ＭＰａクラス、板厚７０ｍｍまでの鋼材、特に溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接に適した大入熱溶接用鋼材の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
造船、建築、土木等の分野で使用される鋼材は、一般に、溶接による接合により所望の形状の構造物に仕上げられる。これらの構造物には、安全性の観点から、使用される鋼材の母材性能はもちろん、溶接部の靱性に優れることが要請されている。
【０００３】
これら構造物や船舶は、近年、ますます大型化し、使用される鋼材の厚肉化に伴い、溶接施工にはサブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接およびエレクトロスラグ溶接などの高能率な大入熱溶接法が適用されている。このため、これら大入熱溶接法により溶接施工した場合でも、溶接部の靱性が低下しない優れた特性を有する鋼材が必要となっている。
【０００４】
しかし、一般に、溶接入熱量が大きくなると、溶接熱影響部の組織が粗大化するために、溶接熱影響部の靱性は低下することが知られている。このような大入熱溶接法を採用したことによる溶接熱影響部の靱性の低下を防止するため、これまでにも多くの対策が提案されてきた。
【０００５】
例えば、ＴｉＮの微細分散によるオーステナイト粒の粗大化抑制やフェライト変態核としての作用を利用する技術が実用化され、また特許文献１にはＴｉの酸化物を分散させる技術が、特許文献２にはＢＮのフェライト核生成能を組み合わせる技術が開示されている。
【０００６】
さらに、鋼中の硫化物の形態を制御する技術が特許文献３および特許文献４に開示され、それぞれＣａおよびＲＥＭを添加して溶接熱影響部の高靱性を達成した大入熱溶接用鋼材が開示されている。
【０００７】
一方、これら大入熱溶接用鋼材の高強度化の技術的要請もあり、これを受け、高強度化を維持しつつ、母材性能とりわけ母材靭性の安定的な確保も必要となっている。一般に、鋼材の高強度化、厚肉化を図ると、それとともに母材の靱性は低下することが知られている。また、大入熱溶接用鋼材では、その溶接熱影響部（単に「ＨＡＺ」と云う場合もある。）の靱性を確保するためにＴｉやＮｂ、Ｂ、Ｎといった微量元素（マイクロアロイ）が活用されるケースが多いが、これら微量元素の鋼板への適用の効果は、鋼板母材（単に「母材」と云う場合もある。）の強度や靭性がばらつき、低下するとの問題もある。
【０００８】
このような母材靱性のばらつき、低下に対して、これまでにもいくつかの対策が提案されてきた。例えば、特許文献５および特許文献６には、精緻な圧延条件制御をすることで母材組織の粒径をある大きさ以下とし、それにより靭性を安定化させる技術が開示されている。
【０００９】
また、特許文献７には、鋼のδ温度域の幅を狭く制御することで、Ｔｉ系炭窒化物、Ｎｂ系炭窒化物を微細にし、母材低温靭性を向上させるといった技術も開示されている。
【００１０】
一方、特許文献８には、鋼板製造法として、ＴＭＣＰ法ではなくＤＱＴ法（直接焼入れ−焼戻し）を選択することで、変態過程でのＣ（炭素）の分配が均一なベイナイト組織を形成させ、鋼板の靭性を安定的に確保する技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開昭５７−５１２４３号公報
【特許文献２】特開昭６２−１７０４５９号公報
【特許文献３】特開昭６０−２０４８６３号公報
【特許文献４】特公平４−１４１８０号公報
【特許文献５】特開２００９−６８０５０号公報
【特許文献６】特開２００９−７４１１１号公報
【特許文献７】特開２００７−２３９０９０号公報
【特許文献８】特許第３５９９５５６号公報
【特許文献９】特許第３５４６３０８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
大入熱溶接用鋼材の成分において重要なＴｉやＢなどの微量元素は、Ｎ量の影響を大きく受けることが知られている。鋼中のＮ量のばらつき変動によってＴｉＮ形成量、および固溶Ｂ量が影響を受け、ひいては母材の強度および靭性特性のばらつき変動の大きな要因となる。鋼の製造工程において、Ｎ量は製鋼過程でのオンサイト制御を採用し狭い範囲に精度よく制御することが可能となったが、それでも±１０ｐｐｍの範囲でのばらつきが生じる。
【００１３】
特許文献５および特許文献６には、精緻な圧延条件制御が開示され、また、特許文献７にはδ温度域制御による温度管理が開示されているが、これらの技術を採用しても、出鋼チャージ間でのＮ量のばらつき変動があれば、これに起因する母材靭性のばらつきを低減することは困難である。
【００１４】
特許文献８は、ＤＱＴ法（直接焼入れ−焼戻し）を選択することで、このような母材靭性のばらつきの低減を図っているが、製造効率・コスト、短納期の観点で、ＴＭＣＰ法による製造が望まれている。
【００１５】
そこで、本発明は、ＴＭＣＰ法での製造を前提として、出鋼チャージ間でのN量ばらつきに応じて、適切な圧延仕上げ温度（FT）を設定し、溶接入熱量３００ｋＪ／ｃｍ以上の溶接によっても溶接熱影響部の靭性が低下しない大入熱溶接用鋼材の製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者らは、これらの問題点を解決し、母材靭性に優れ、かつ３００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接を行っても優れたＨＡＺ靭性を有する大入熱溶接用鋼材の製造方法について鋭意検討を行った。
【００１７】
まず、本発明において、大入熱溶接における溶接部のＨＡＺ靭性の確保については、特許文献９にて開示された知見を勘案し、Ｔｉ、Ｂ、Ｎ、Ｃａを適正に含有させ、さらに改良検討を行い本発明を完成させた。本発明によれば、大入熱溶接時のγ粒粗粒化を抑制するとともに、高温下でも溶解しないフェライト変態生成核を微細に分散させることができ、溶接熱影響部の組織を微細なフェライトパーライトの組織として高靱性化を達成できる。
【００１８】
まず、本発明者らは、Ｃｅｑ≦０．３６の合金元素制約のもと大入熱溶接用鋼の母材靭性を安定的な確保するためのＴＭＣＰ製造法について鋭意検討を行った。ここで、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５であり、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有していない場合には０とする。以下の説明で単にＣｅｑと記載した場合には、上記式で求められるものをいうものとする。
【００１９】
検討の結果、出鋼チャージ間でのＮ量ばらつきに応じて、適切な圧延仕上げ温度（ＦＴ）を設定すればよいとの知見を得て、本発明に至った。具体的には、仕上げ温度を、Ｔｉ／Ｎ≦２．２の場合ＦＴ≧７９０℃、Ｔｉ／Ｎ＞２．２の場合ＦＴ≧（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）（ただしＡｒ３変態点以上）とすることが重要であることを見出した。ここでＴｉ、Ｎはそれぞれ鋼板に含有される量（質量％）であるが、レ―ドル分析値（質量％）から求めても良い。
【００２０】
本発明は、上記の知見に基づいて完成したものであり、その要旨は以下の通りである
（１）鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｉ：０．１〜０．６％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００３５〜０．００７０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％を含有し、かつ、Ｃｅｑ≦０．３６を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物である鋼素材を
加熱後、鋼板表面温度８５０℃以下の温度域で累積圧下率４０％以上で圧延を行い、
該圧延の仕上げ温度：ＦＴ（℃）を、Ｔｉ／Ｎ≦２．２の場合、ＦＴ（℃）≧７９０℃とし、
Ｔｉ／Ｎ＞２．２の場合、ＦＴ（℃）≧（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）（℃）かつ、ＦＴ（℃）≧Ａｒ３変態点（℃）とし、
その後、冷却開始温度を（Ａｒ３−３０）℃以上の温度で、冷却停止温度を３００〜５００℃の範囲内の温度とし、加速冷却を行なうことを特徴とする大入熱溶接用鋼材の製造方法。
【００２１】
ここで、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５であり、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有していない場合には０とする。
（２）前記鋼素材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｃｕ：０．１〜０．５％の内から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の大入熱溶接用鋼材の製造方法。
（３）前記鋼素材が、さらに質量％で、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．０２％以下、Ｔａ：０．０２％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下の内からから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の大入熱溶接用鋼材の製造方法。
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、母材強度−靭性バランスに優れ、３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接においても優れた溶接熱影響部靱性を有する引張強度（ＴＳ）が５１０ＭＰａクラスの鋼板が工業的に安定製造できる。
【００２３】
したがって、本発明は、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接により施工される大型の構造物の品質向上に寄与するところ大である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
本発明を実施するための形態を説明する。以下の説明において、元素の単位の％の表記は質量％を意味する。
【００２５】
まず、鋼の成分組成については、本発明では炭素等量Ｃｅｑを次のように規定する。
Ｃｅｑ：０．３６％以下
Ｃｅｑは高いほど強度が上がり、伸びが低下する。また、Ｃｅｑは溶接熱影響部の靭性の指標ともなり、０．３６％を超えた場合、大入熱溶接時の溶接熱影響部の靭性が劣化する。このため、Ｃｅｑは０．３６％以下とする。
ここで、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５であり、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有していない場合には０とする。
【００２６】
以下、各成分の限定理由について説明する。
【００２７】
Ｃ：０．０３〜０．１％
Ｃは、構造用鋼として必要な強度を得るために必要であり、Ｃの含有量は０．０３％以上が必要であるが、過剰に含有すると、溶接熱影響部に島状マルテンサイトが生成するので、その生成量を抑えるため、Ｃの含有量の上限は０．１％とする。
【００２８】
Ｓｉ：０．０１〜０．３％
Ｓｉは、製鋼時の脱酸元素として添加されるが、Ｓｉの含有量は０．０１％以上が必要であるが、０．３％を超えると、母材の靱性を劣化させるほか、大入熱溶接熱影響部に島状マルテンサイトを生成して靱性を劣化させる。したがって、Ｓｉの含有量は０．０１〜０．３％とする。
【００２９】
Ｍｎ：１．２〜２．０％
Ｍｎは、母材の強度を確保するために、Ｍｎの含有量は、１．２％以上は必要であるが、２．０％を超えると溶接熱影響部の靱性が逆に劣化する。したがって、Ｍｎの含有量は１．２〜２．０％とする。
【００３０】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、０．０１５％を超えると溶接熱影響部の組織において、島状マルテンサイトの生成を促進して溶接熱影響部の靱性を劣化させるため、Ｐの含有量は０．０１５％以下とする。
【００３１】
Ｓ：０．０００５〜０．００４０％
Ｓは、溶接熱影響部の組織を改善するために必要なＣａＳおよびＭｎＳの生成に寄与するために０．０００５％以上必要であり、０．００４０％を超えると母材の靱性を劣化させるので、Ｓの含有量は０．０００５〜０．００４０％とする。
【００３２】
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸元素であり、Ａｌの含有量は、０．００５％以上必要であるが、０．１％を超えて含有すると母材の靱性を低下させると同時に溶接金属の靱性も劣化させるので、Ａｌの含有量は０．００５〜０．１％とする。好ましくは、Ａｌの含有量は０．０１％以上である。
【００３３】
Ｎｉ：０．１〜０．６％
Ｎｉは、母材の高強度化・高靭化に有効な元素であるが、その効果を得るためには、０．１％以上必要であり、０．６％を超えると合金コストが高くなるので、Ｎｉの含有量は０．１〜０．６％とする。
【００３４】
Ｎｂ：０．００５〜０．０２％
Ｎｂは、母材鋼板の強度・靱性および継手の強度を確保するのに有効な元素であるが、特に本発明においては、母材の強度と伸びのバランスを向上させることのできる元素として重要である。母材鋼板の伸び向上のためには冷却停止温度を高める必要がある。これを前提に、母材強度を確保するためにはＮｂを含有することが必要である。しかし、その含有量が０．００５％未満ではその効果が小さい。また、Ｎｂは、０．０２％を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性が劣化する。したがって、Ｎｂの含有量は０．００５〜０．０２％とする。
【００３５】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
Ｔｉは、溶鋼の凝固時にＴｉＮとなって鋼板中に析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となって高靱性化に寄与する。しかし、Ｔｉの含有量は０．００５％に満たないとその効果が少なく、０．０２％を超えるとＴｉＮの析出物が粗大化し、以上の期待する効果が得られなくなるので、Ｔｉの含有量は０．００５〜０．０２％とする。
【００３６】
Ｎ：０．００３５〜０．００７０％
Ｎは、ＴｉＮの析出物の量を必要なだけ確保するうえで重要な元素であり、Ｎの含有量は０．００３５％未満では十分なＴｉＮの析出物の量が得られない。Ｎの含有量が０．００７０％を超えると溶接時の熱サイクルを受ける領域に存在するＴｉＮが溶解し、その領域での固溶Ｎ量が増加するため靱性が著しく低下する。したがって、Ｎの含有量は０．００３５〜０．００７０％の範囲とする。
【００３７】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
Ｃａは、Ｓの固定による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００５％以上含有することが好ましいが、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和する。このため、本発明では、Ｃａの含有量は、０．０００５％〜０．００３０％の範囲に限定する。
【００３８】
Ｂ：０．０００３〜０．００２５％
Ｂは、溶接熱影響部でＮと反応しＢＮを生成して、当該溶接熱影響部に存在する固溶Ｎを低減するとともにフェライト変態核として作用する元素である。このような効果を得るにはＢの含有量は０．０００３％以上必要であるが、０．００２５％を超えて添加すると固溶Ｂが増加しやすくなり、焼入れ性が増して溶接熱影響部の靱性が劣化する。したがって、Ｂの含有量は、０．０００３〜０．００２５％の範囲とする。
【００３９】
本発明では、さらに強度向上などの機能を有する第１の元素グループであるＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕの内から選ばれる少なくとも１種以上を下記の範囲で任意的、選択的に含有させることができる。それらの含有量は以下の通りである。
【００４０】
Ｃｒ：０．１〜０．５％
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素であるが、その効果を得るためには０．１％以上必要であり、０．５％を超えると靱性に悪影響を与えることがあるので、添加する場合には、上限を０．５％とするのが好ましい。
【００４１】
Ｍｏ：０．０１〜０．３％
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素であるが、その効果を得るためには０．０１％以上必要であり、多量に添加すると靱性に悪影響を与える場合があるので、添加する場合には、上限を０．３％とすることが好ましい。
【００４２】
Ｖ：０．０１〜０．２％
Ｖは、母材の高強度化に有効な元素であるとともに、ＶＮとしてのフェライト生成核として働くが、その効果を得るためにはＶの含有量は０．０１％以上必要であり、０．２％を超えると靱性に悪影響を与える場合があるので、添加する場合には、上限を０．２％とすることが好ましい。
【００４３】
Ｃｕ：０．１〜０．５ ％
Ｃｕは、母材の高強度化に有効な元素であるが、その効果を得るためにはＣｕの含有量は０．１％以上必要であり、０．５％を超えると母材の靱性に悪影響を与える場合があるので、添加する場合には、上限を０．５％とすることが好ましい。
【００４４】
本発明では、さらに必要に応じて靭性を改善する第２の元素グループであるＭｇ、Ｚｒ、Ｔａ、ＲＥＭの内から選ばれる少なくとも１種以上を下記の範囲で任意的、選択的に含有させることができる。それらの含有量は以下の通りである。
【００４５】
Ｍｇ：０．００５％以下
Ｍｇは、ＭｇＯを形成するのに寄与し、また、このＭｇＯはＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、これによりＨＡＺの靭性を向上させる効果がある。このような効果を得るためには、Ｍｇの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。しかしＭｇの含有量が０．００５％を超えると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させる場合があるので、添加する場合には、上限を０．００５％とすることが好ましい。
【００４６】
Ｚｒ：０．０２％以下
Ｚｒは、Ｔｉと同様に窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、ＨＡＺ靭性の改善に有効な元素である。このような効果を充分に発揮させるため、Ｚｒの含有量は０．００１％以上含有させることが好ましい。しかしこの量が０．０２％を超えると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性を低下させる場合があるので、添加する場合には、上限を０．０２％とすることが好ましい。
【００４７】
Ｔａ：０．０２％以下
Ｔａは、Ｎｂと同様に鋼中で炭窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、ＨＡＺ靭性の改善に有効な元素である。このような効果を充分に発揮させるため、Ｔａの含有量は、０．００１％以上含有させることが好ましい。しかしＴａの含有量は、０．０２％を超えると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性を低下させる場合があるので、添加する場合には、上限を０．０２％とすることが好ましい。
【００４８】
ＲＥＭ：０．０１％以下
ＲＥＭは、Ｃａと同様ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する元素である。ＲＥＭは、ＭｎＳの球状化効果、言い換えれば介在物の形態制御による異方性の低減作用があり、ＨＡＺ靭性を向上させる。このような効果を充分に発揮させるために鋼板中に、ＲＥＭの含有量を、０．０００５％以上含有させることが好ましい。しかしＲＥＭの含有量が０．０１％を超えると、かえって母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させる場合があるので、添加する場合には上限を、０．０１％とすることが好ましい。
【００４９】
その他、残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、本発明の効果に影響を及ぼさない元素の含有を妨げるものではない。
【００５０】
本発明は、上記の鋼材の製造方法に関するもので、特に圧延条件と冷却条件を規定している。温度はいずれも鋼板表面温度である。以下、個々の条件について説明する。
【００５１】
累積圧下率：鋼板表面温度８５０℃以下の温度域で累積圧下率４０％以上
変態後の組織を十分に微細化して靭性を向上させるため、オーステナイトの未再結晶温度域である８５０℃以下の温度域で加工歪を導入することが必要である。累積圧下率が４０％未満では変態後のフェライト結晶粒径が十分微細化せず、鋼板の靭性が低下する。したがって、圧延中の累積圧下率を８５０℃以下の温度域で４０％以上とする。
【００５２】
圧延の仕上げ温度（「ＦＴ（℃）」と略す。）：Ｔｉ／Ｎ≦２．２の場合ＦＴ（℃）≧７９０℃、Ｔｉ／Ｎ＞２．２の場合ＦＴ（℃）≧（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）
圧延仕上げ温度はレ―ドル分析で判明するＴｉ／Ｎレベルによって決めることができる。本発明において、最も重要なポイントである。ここで、Ｔｉ、Ｎは鋼中の各元素の含有量であるが、製鋼工程で分析されるレ―ドル分析による値を用いることができる。
【００５３】
Ｔｉ／Ｎ≦２．２の場合、母材の焼入れ性に寄与する固溶Ｂ量が減るため母材強度が低下しやすい。一方、母材靭性は比較的安定するため、仕上げ温度：ＦＴ（℃）≧７９０℃と高めに設定した。仕上げ温度を７９０℃以上としたのは、母材強度確保を図ることが必要であるためである。
【００５４】
一方、Ｔｉ／Ｎ＞２．２の場合、母材の焼入れ性に寄与する固溶Ｂ量が増えるため母材強度は高めにばらつきやすく、さらに、シャルピー試験特性の靭性の低下も生じやすい。母材強度に余裕がある場合、靭性の安定化を図るため、Ｔｉ／Ｎレベルに応じて、できるだけ低温で仕上げることが好ましい。ただし、圧延仕上げ温度を必要以上に下げると母材強度不足となる懸念があるため、ＦＴ（℃）≧（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）（℃）とする。ただし（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）（℃）がＡｒ３変態点を下回る場合は、ＦＴ（℃）≧Ａｒ３変態点（℃）とする。ＦＴ（℃）がＡｒ３変態点を下回ると、靭性が低下する場合があるため、Ａｒ３変態点（℃）以上が必要である。
【００５５】
なお、圧延仕上げ温度：ＦＴ（℃）は、母材靭性を確保する観点から、Ｔｉ／Ｎ≦２．２の場合できる限り７９０℃直上、Ｔｉ／Ｎ＞２．２の場合（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）（℃）で表される温度直上が望ましい。ここで、望ましい温度直上とは、（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）〜（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）+２０℃の温度をいう。
【００５６】
冷却条件：（Ａｒ３−３０）℃以上の温度から３００℃から５００℃の範囲まで加速冷却硬化相の強度の向上により所定の強度を確保するために制御する。冷却開始温度は、低いほど強度が低下し、鋼材平均温度が（Ａｒ３−３０）℃未満になると所定の強度が得られなくなるため、（Ａｒ３−３０）℃以上とする。
【００５７】
冷却停止温度は、低いほど強度が向上するが、逆に靭性は低下する。したがって、十分な母材靭性を確保するためには冷却停止温度を３００℃以上とする必要がある。一方、５００℃を超えると所定の強度が得られないため、冷却停止温度は３００〜５００℃の範囲内の温度とする。
【００５８】
加速冷却の速度は板厚１/４ｔ（ｔ；板厚）位置において５〜２０℃／ｓの範囲とするのが好ましい。冷却速度が５℃／ｓ以上であれば、降伏強度３９０ＭＰａ以上を確保でき、冷却速度が２０℃／ｓを超えると靭性が低下する場合があるからである。
【００５９】
なお、Ａｒ３変態点は、例えば、実測してもよいが、Ａｒ３変態点（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏの式から求めることができる。この場合、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有していない場合には０として計算する。
【実施例】
【００６０】
次に本発明を実施例に基づいて説明する。
【００６１】
【表１】
【００６２】
表１に示す組成の鋼を溶製し、熱間圧延により厚さ１７０ｍｍのスラブとした。このスラブを１１５０℃に２時間加熱後、表２に示す圧延・冷却条件で板厚６０ｍｍのＴＭＣＰ鋼板を得た。得られた鋼板の１／４ｔ位置より、丸棒引張試験片（標点間距離：７０ｍｍ、平行部径：１４ｍｍ）を採取し、母材の強度を評価した。目標とする鋼板の強度は、降伏強度：ＹＳが３９０ＭＰａ以上、引張強度：ＴＳが５１０ＭＰａ以上として製造した。また、鋼板の靭性は同じく１／４ｔ位置の２ｍｍＶノッチシャルピー試験にて評価した。目標とする靭性はｖＴｒｓで−６０℃以下である。ここで、ｔは鋼板の板厚（ｍｍ）を表す。
【００６３】
さらに、これらの鋼板から溶接熱サイクル後の特性を測定するため、幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後８００〜５００℃を１℃／ｓで冷却する溶接熱サイクルを再現熱サイクルとして付与し、溶接熱影響部の靱性を２ｍｍＶノッチシャルピー試験にて評価した。なお、この冷却速度は、エレクトロガス溶接での入熱量４５０ｋＪ／ｃｍの溶接熱影響部が受ける熱サイクルに相当する。また、目標とする靭性の特性はｖＴｒｓで−３０℃以下である。
【００６４】
【表２】
【００６５】
表２に、母材の機械的性質と溶接熱影響部の靱性を示す。表２から、本発明例ではいずれも良好な母材強度・靭性が得られるとともに、溶接熱影響部においても良好な靱性が得られた。これに対し、比較例では、母材性能や溶接熱影響部の靱性が劣っている。これらの比較例は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｃｅｑの値など各成分含有量のいずれかが本発明範囲を外れるもの、あるいは圧延・冷却条件が本発明範囲を外れるものであった。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｉ：０．１〜０．６％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００３５〜０．００７０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％を含有し、かつ、Ｃｅｑ≦０．３６を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物である鋼素材を
加熱後、鋼板表面温度８５０℃以下の温度域で累積圧下率４０％以上で圧延を行い、
該圧延の仕上げ温度：ＦＴ（℃）を、Ｔｉ／Ｎ≦２．２の場合、ＦＴ（℃）≧７９０℃とし、
Ｔｉ／Ｎ＞２．２の場合、ＦＴ（℃）≧（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）（℃）かつ、ＦＴ（℃）≧Ａｒ３変態点（℃）とし、
その後、冷却開始温度を（Ａｒ３−３０）℃以上の温度で、冷却停止温度を３００〜５００℃の範囲内の温度とし、加速冷却を行なうことを特徴とする大入熱溶接用鋼材の製造方法。
ここで、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５であり、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有していない場合には０とする。
【請求項２】
前記鋼素材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｃｕ：０．１〜０．５％の内から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の大入熱溶接用鋼材の製造方法。
【請求項３】
前記鋼素材が、さらに質量％で、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．０２％以下、Ｔａ：０．０２％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下の内からから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の大入熱溶接用鋼材の製造方法。
【請求項１】
鋼の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｉ：０．１〜０．６％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００３５〜０．００７０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％を含有し、かつ、Ｃｅｑ≦０．３６を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物である鋼素材を
加熱後、鋼板表面温度８５０℃以下の温度域で累積圧下率４０％以上で圧延を行い、
該圧延の仕上げ温度：ＦＴ（℃）を、Ｔｉ／Ｎ≦２．２の場合、ＦＴ（℃）≧７９０℃とし、
Ｔｉ／Ｎ＞２．２の場合、ＦＴ（℃）≧（１０６５−１２５×Ｔｉ／Ｎ）（℃）かつ、ＦＴ（℃）≧Ａｒ３変態点（℃）とし、
その後、冷却開始温度を（Ａｒ３−３０）℃以上の温度で、冷却停止温度を３００〜５００℃の範囲内の温度とし、加速冷却を行なうことを特徴とする大入熱溶接用鋼材の製造方法。
ここで、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５であり、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有していない場合には０とする。
【請求項２】
前記鋼素材が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｃｕ：０．１〜０．５％の内から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の大入熱溶接用鋼材の製造方法。
【請求項３】
前記鋼素材が、さらに質量％で、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．０２％以下、Ｔａ：０．０２％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下の内からから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の大入熱溶接用鋼材の製造方法。
【公開番号】特開２０１３−１１２８４０（Ｐ２０１３−１１２８４０Ａ）
【公開日】平成２５年６月１０日（２０１３．６．１０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−２５８９２７（Ｐ２０１１−２５８９２７）
【出願日】平成２３年１１月２８日（２０１１．１１．２８）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年６月１０日（２０１３．６．１０）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年１１月２８日（２０１１．１１．２８）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
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