JP3747724B2 - 溶接性および靭性に優れた６０キロ級高張力鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、建築、橋梁、水圧鉄管、低温貯蔵タンク、圧力容器、ラインパイプ、船舶及び海洋構造物等に用いられる６０キロ級溶接構造用鋼で、特に低温靭性に優れた鋼材の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
建築、橋梁、水圧鉄管、低温貯蔵タンク、圧力容器、ラインパイプ、船舶及び海洋構造物等の大型構造物が脆性破壊を生じた場合、経済、環境に及ぼす影響が大きいため、高度の安全性が求められている。そのため、これらの構造物に使用される鋼材に対し低温靭性が要求されることが多く、その要求水準は極寒地における開発、構造物の大型化、及び信頼性要求水準の引き上げなどにより年々厳しくなっている。また、比較的低温靭性の確保が難しい厚肉材の需要が増加している。
【０００３】
鋼材の低温靭性を向上させる手段として、従来よりＮｉ含有量を増加させる方法が知られており、液化天然ガス（ＬＮＧ）の貯槽タンクにおいては、９％Ｎｉ鋼が商業規模で使用されている。しかし、Ｎｉ量の増加はコストを大幅に上昇させるため、ＬＮＧ貯槽以外の用途には多量の添加は難しい。
【０００４】
一方、溶接施工性の観点からは、低温割れを防止するために行う予熱温度の低下が求められており、近年、予熱フリーの鋼材の需要が急速に増加している。予熱温度を下げるためには、Ｃｅｑ（ＷＥＳ），Ｐｃｍを低減する必要があり、Ｃを低減することが最も有効である。
【０００５】
特にＣを０．０９％以下とした場合、予熱フリー化が実現される。しかし、Ｃの低下は強度を低下させるため、合金元素の添加が必須となるが、コスト的な制約からＮｉ等の靭性向上に有効な元素を添加しない場合、上部ベイナイト組織、すなわち、ベイナイトラス間にセメンタイトが析出した組織となり、優れた低温靭性を得ることは極めて困難となる。
【０００６】
このような問題を解決する方法として、加工熱処理により高靭化した５７０ＭＰａ級厚肉高張力鋼板およびその製造方法が、特開平１０−１５８７７８号公報に開示されている。
【０００７】
本技術では、鋼板のフェライト体積率を１０〜４０％とすることにより、組織を分断し、靭性を向上させることを意図している。しかし、フェライト体積率が大きくなると降伏強さを確保することが困難であり、引張強さ６０キロ級鋼に要求される４４０ＭＰａ以上の降伏強さを厚肉鋼で満足することは困難である。
【０００８】
また、その製造方法はオーステナイトの未再結晶温度域で強圧下を加えるものであり、鋼板に異方性が生じ、溶接部の超音波探傷試験において探傷不良を生じる場合がある。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、溶接施工性に優れた６０キロ級厚肉鋼材に優れた低温靭性を付与する技術は未だ完成されていない。本発明は、溶接施工性に優れ、かつ優れた低温靭性を有する６０キロ級高張力鋼およびその製造方法を提供するものであり、具体的には以下の性能を満足することを目的とする。降伏強さ：４４０ＭＰａ以上、引張強さ：５７０〜６１０ＭＰａ級、板厚方向１／４位置でのｖＴｓ：−７０℃以下、溶接時の予熱：不要。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは上記課題の達成に向けて鋭意検討を重ね、高価な合金元素を多量に添加することなく、優れた溶接施工性と低温靭性を両立させた鋼材およびその製造方法を完成するに至った。すなわち、少ない合金元素の添加量で、強度を低下させることなく低温靭性を向上させるため、金属組織を最適化することを基本方針とし、光学顕微鏡レベル、さらには電子顕微鏡レベルで検討を行い、以下の知見を得た。
【００１１】
６０キロ級の強度を確保するため必須となる上部ベイナイトを主体とする組織では、靭性を支配する亀裂の発生または伝播が旧オーステナイト粒界において優先的に生じる。これを阻止するためには、粒界にフェライトを析出させ、亀裂の発生または伝播する個所をベイナイトパケット境界とすることが有効である。
【００１２】
しかし、フェライトの体積分率が多くなりすぎる場合は強度が低下し、６０キロ級鋼としての降伏強さおよび引張強さを満足することが出来ないため、フェライト相の体積分率が少なくても、低温靭性を向上させる組織形態が望ましく、旧オーステナイト粒界上に膜状フェライトを析出させ、ベイナイト相をベイナイトラス間隔をある一定値以下に細かくし、強化した組織が最も強度の低下が少なくかつ低温靭性向上に有効である。
【００１３】
本発明はこれらの知見をもとに更に検討を加えてなされたものである。
【００１４】
１．鋼組成として、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０７％、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、且つ０．５０≦Ｓｉ＋３Ｃｒ≦１．２５％、Ｂ：０．０００２％以下を満足する残部が鉄および不可避不純物からなり、質量％で、Ｐｃｍ≦０．２％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２％を満たし、ベイナイトラス幅を２μｍ以下とし、旧オーステナイト粒界上に厚さ０．１〜５μｍの膜状フェライトが２０％以上の粒界占有率で析出した組織を有することを特徴とする溶接性および靭性に優れた６０キロ級高張力鋼、
但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ，Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４２。
【００１６】
２．鋼組成として、更に質量％で、Ｍｏ：０．０２〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜０．６％の一種又は二種を含有する１記載の溶接性および靭性に優れた６０キロ級高張力鋼。
【００１７】
３．鋼組成として、更に質量％で、Ｎｉ：０．１〜０．５％を含有する１または２記載の溶接性及び靭性に優れた６０キロ級高張力鋼。
【００１８】
４．鋼組成として、更に質量％で、Ｖ：０．０１〜０．０８％を含有する１乃至３記載の何れかに記載の溶接性及び靭性に優れた６０キロ級高張力鋼。
【００１９】
５．鋼組成として、更に質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％，Ｃａ：０．００１〜０．００４％の一種又は二種を含有する１乃至４記載の何れかに記載の溶接性及び靭性に優れた６０キロ級高張力鋼。
【００２１】
６．鋼組成として、質量％で、Ｐ：０．０１％以下，Ｓ：０．００２％以下とすることを特徴とする１乃至５記載の何れかに記載の溶接性及び靭性に優れた６０キロ級高張力鋼。
【００２３】
７．下記の工程を具備したことを特徴とする溶接性及び靭性に優れた６０キロ級高張力鋼の製造方法、
（１）１乃至６の何れかに記載の鋼組成を有するスラブを１１５０℃以下に加熱する工程と、
（２）９００〜１０００℃の温度域でｌｄ／ｈｍ≧１．０の圧延を１パス以上行う工程と、
但し、ｌｄ：投影接触弧長 ｌｄ＝（Ｒ・（ｈｉ−ｈｏ））／２
ｈｍ：平均板厚 ｈｍ＝（ｈｉ＋２ｈｏ）／３
Ｒ：ロール半径、ｈｉ：圧延前の板厚、ｈｏ：圧延後の板厚
（３）Ａｒ3以上９００℃未満の温度域で累積圧下率１０〜５０％で圧延する工程と、
（４）鋼材表面温度がＡｒ3以上から冷却を９６＋開始し、鋼材表面温度が２００℃以上の温度域で鋼材表面の冷却速度が４０℃／秒以上となる冷却を実施し、鋼材平均温度が５００℃以下において冷却を停止する工程。
【００２４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明におけるミクロ組織、成分組成、製造条件の限定理由について説明する。
【００２５】
１．ミクロ組織
本発明鋼のミクロ組織は、６０キロ級の強度を確保するため、ベイナイト主体の組織とし、更に強度・靭性の観点からベイナイトラス幅、旧オーステナイト粒界上におけるフェライトの析出状態を規定する。本発明では、ベイナイト主体の組織に、その作用，効果を失わない範囲で、一部フェライト、パーライト等を含むことは差し支えなく、また、ベイナイトとは上部ベイナイトを主体としたベイナイトを意味するものとする。
【００２６】
ベイナイトラス幅：２μｍ以下
低温靭性を向上させるため、粒界にフェライトを析出させると、強度が低下する。溶接施工時の予熱を不要とするため合金添加量を低下したにも拘わらず、コスト的な制約から、高価な合金元素を添加しない場合、厚肉鋼材では６０キロ級の強度が満足できないことも生じる。
【００２７】
そこで本発明では、ベイナイト相の強度に影響を与えるベイナイトラス幅を調整し、ベイナイトの下部組織を適正化する。ベイナイトラス幅は大きくなるほど、ベイナイトの強度は低下し、ラス幅が２μｍを超えると厚肉材の場合、６０キロ級鋼としての強度が不足するため、２μｍ以下とする。尚、ラスのサイズは靭性に影響を与えないことを確認した。
【００２８】
粒界フェライト：旧オーステナイト粒界上で、厚さ０．１〜５μｍの膜状に２０％以上の占有率で析出
ベイナイト組織を高靭化するため、旧オーステナイト粒界上に膜状のフェライトを析出させる。旧オーステナイト粒内に析出したフェライトもベイナイトの高靭化に有効であるが、その効果は粒界上に比して小さいため、フェライトの析出サイトは粒界上とする。
【００２９】
また、ポリゴナルなフェライトが析出すると強度の低下が大きくなるため、フェライトの析出形態は膜状とし、その膜厚は厚さが５μｍを超えると強度の低下が大きく、０．１μｍ未満では高靭化の効果が明確でないため、０．１〜５μｍとする。さらにフェライトの旧オーステナイト粒界上の占有率が、２０％未満では高靭化の効果が明確でないため、２０％以上とする。
【００３０】
尚、粒界占有率は板厚方向に平行な断面を光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡で観察した際、ある面積中に含まれる旧オーステナイト粒界の総長さに対する、旧オーステナイト粒界上に存在する膜状フェライトの長さの和の割合とする。
【００３１】
２．成分組成
本発明では上述したミクロ組織により、６０キロ級鋼としての強度を確保するが、溶接性等構造用鋼としての必要な特性を付与するため、成分組成において以下の限定を行う。
【００３２】
Ｐｃｍ：０．２％以下、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）：０．４２％以下
Ｐｃｍは溶接低温割れ性、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）は溶接熱影響部の靭性の指標で、Ｐｃｍが０．２％を超えた場合、予熱無しの溶接では低温割れが起こる可能性があり、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）が０．４２％を超えた場合、大入熱溶接の熱影響部靭性が著しく劣化するため、それぞれ、０．２％以下、０．４２％以下とする。
【００３３】
更に、本発明鋼として好ましい具体的な成分組成は以下の通りである。
【００３４】
Ｃ：０．０４％以上、０．０９％以下
Ｃは所定の強度を確保するため添加する。０．０４％未満では厚肉材の場合、６０キロ級の引張強度を確保することが困難で、０．０９％を超えると溶接施工性を阻害するため、０．０４％以上、０．０９％以下とする。
【００３５】
Ｓｉ：０．１％以上、０．５％以下
Ｓｉは強力なフェライト生成元素であり、旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトを生成させるため添加する。０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．５％を超えると効果が飽和し、溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、０．１％以上、０．５％以下添加する。
【００３６】
Ｍｎ：１．２％以上、１．８％以下
Ｍｎは所定の強度を確保するために添加する。１．２％未満では厚肉材の場合、６０キロ級の引張強度を確保することが困難で、１．８％を超えると溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、１．２％以上、１．８％以下とする。
【００３７】
Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下
Ｐ，Ｓは不純物であり、中央偏析を軽減し、板厚中央の靭性および溶接性を向上させるため、Ｐは０．０１０％以下、Ｓは０．００２％以下とする。
【００３８】
Ｃｒ：０．１％以上、０．５％以下
Ｃｒは強力なフェライト生成元素で、旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトを生成させるために添加する。０．１％未満ではその効果が不十分で、０．５％を超えると焼入れ性が著しく高まり、膜状のフェライトの生成が困難になるため、０．１％以上、０．５％以下添加する。
【００３９】
Ｎｂ：０．０１％以上、０．０５％以下
Ｎｂは、圧延時のオーステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト粒界を活性化させ、膜状フェライトの生成を容易とする。また、Ｎｂ炭窒化物として析出し、強度上昇に有効なため添加する。０．０１％未満ではそれらの効果が不十分で、０．０５％を超えると著しいＮｂ炭窒化物の析出強化により靭性が劣化するため、０．０１％以上、０．０５％以下添加する。
【００４０】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以下
Ａｌは脱酸のため添加する。ｓｏｌ．Ａｌ量で、０．００２％未満の場合その効果が十分でなく、０．０７％を超えて含有すると鋼材の表面疵が発生しやすくなるため、０．００２％以上、０．０７％以下添加する。
【００４１】
Ｎ：０．００１％以上、０．００５％以下
Ｎは圧延加熱時、ＡｌあるいはＴｉと結合し、ＡｌＮ，ＴｉＮを生成し、オーステナイトを微細化させる。０．００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００５％を超えて含有すると靭性が劣化するため、０．００１％以上、０．００５％以下とする。
【００４２】
Ｂ：０．０００２％以下
Ｂは本発明では不純物元素として扱う。冷却開始時、固溶Ｂとして存在すると、旧オーステナイト粒界における膜状フェライトの生成が抑制されるため、溶解原料の選別などにより、０．０００２％以下に規制する。
【００４３】
Ｓｉ＋３Ｃｒ：０．５０％以上、１．２５％以下
本パラメータは上記成分範囲で構成される鋼の旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトを生成させるためのものであり、Ｓｉ＋３Ｃｒが０．５０％未満ではその効果が十分でなく、１．２５％を超えると過度の焼入れ性により膜状のフェライトの生成が抑制されるため、０．５０％以上、１．２５％以下とする。
【００４４】
基本成分組成は以上のとおりで、十分に本発明の目的を達成できるが、更に特性を向上させる場合、Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，Ｃａを添加させることができる。
【００４５】
Ｍｏ：０．０２％以上、０．３％以下、Ｃｕ：０．１％以上、０．６％以下の一種または二種
Ｍｏは強度を向上させ、特に厚肉材で有効なため、添加する。０．０２％未満ではその効果が十分でなく、０．３％を超えると溶接性および溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、０．０２％以上、０．３％以下とする。
【００４６】
Ｃｕは強度を向上させるため添加する。０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．６％を超えて添加するとＣｕ割れの懸念が高まるため、０．１％以上、０．６％以下とする。
【００４７】
Ｎｉ：０．１％以上、０．５％以下
Ｎｉは靭性を向上させるため添加する。０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．５％を超えると鋼材コストの上昇が著しくなるため、０．１％以上、０．５％以下とする。
【００４８】
Ｖ：０．０１％以上、０．０８％以下
Ｖは炭化物として析出し、強度を向上させるため添加する。０．０１％未満ではその効果が十分でなく、０．０８％超えでは、著しいＶ炭化物の析出強化により靭性が劣化するため、０．０１％以上、０．０８％以下とする。
【００４９】
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２％以下、Ｃａ：０．００１％以上、０．００４％以下の一種または二種
Ｔｉ，Ｃａは、母材靭性ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させるため添加する。Ｔｉは圧延加熱時あるいは溶接時、ＴｉＮを生成し、オーステナイト粒径を微細化するが、０．００５％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．０２％を超えて添加すると圧延時にＴｉＮｂの複合炭化物が析出し、Ｎｂ炭窒化物の析出量が不足するようになり、強度が低下するため、０．００５％以上、０．０２％以下とする。
【００５０】
ＣａはＣａ硫酸化物として鋼中に存在し、圧延加熱時あるいは溶接時にオーステナイト粒径を微細化する。０．００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００４％を超えて添加すると多量のＣａ硫酸化物により清浄度を著しく劣化させるため、０．００１％以上、０．００４％以下とする。
【００５１】
３．製造条件
本発明のミクロ組織は、例えば、以下の工程を備えた製造方法により達成される。各工程について説明する。
【００５２】
スラブを１１５０℃以下に加熱する工程
スラブ加熱温度は、１１５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒が急激に粗大化し、その後の圧延によっても細粒化が困難となり、低温靭性が劣化する場合があるため、１１５０℃以下とする。
【００５３】
９００〜１０００℃の温度域でｌｄ／ｈｍ≧１．０の圧延を１パス以上行う工程
但し、ｌｄ：投影接触弧長 ｌｄ＝（Ｒ・（ｈｉ−ｈｏ））／２
ｈｍ：平均板厚 ｈｍ＝（ｈｉ＋２ｈｏ）／３
Ｒ：ロール半径、ｈｉ：圧延前の板厚、ｈｏ：圧延後の板厚
オーステナイト粒径を微細化し、靭性を向上させるため、Ｎｂ含有鋼における再結晶温度の低温域である９００〜１０００℃において、ｌｄ／ｈｍ≧１．０を満たす圧延を１パス以上行い、回復の早い温度域で板厚中央部まで有効に加工歪を導入する。
【００５４】
圧延温度は、９００℃未満では再結晶が十分でなく、１０００℃を超えると再結晶粒が大きくなるため、９００〜１０００℃とする。ｌｄ／ｈｍは、１．０未満の場合、板厚中央部に再結晶を励起するのに十分な加工歪みが加わらないため、１．０以上とする。
【００５５】
Ａｒ3以上９００℃未満の温度域で累積圧下率１０〜５０％で圧延する工程
靭性を向上させるため、Ｎｂ含有鋼の未再結晶温度域において累積圧下により加工歪を蓄積し、フェライト変態を促進する。圧延温度は、Ａｒ3未満では冷却開始時にフェライト変態の進行により焼入れ性が低下し、所定の強度が得られず、９００℃以上では再結晶により、加工歪が蓄積されずフェライト変態が不十分となるため、Ａｒ3以上９００℃未満の温度域とする。
【００５６】
累積圧下率は、１０％未満ではフェライト変態が促進されず、５０％を超えるとその効果が飽和し、鋼材の異方性が急激に増大するため、１０〜５０％とする。
【００５７】
鋼材表面温度がＡｒ3以上から冷却を開始し、鋼材表面温度が２００℃以上の温度域で鋼材表面の冷却速度が４０℃／秒以上となる冷却を実施し、鋼材平均温度が５００℃以下において冷却を停止する工程。
圧延後の冷却は、所定の強度、靭性が得られる焼入れ性を確保するため、鋼材表面温度をＡｒ3以上とし、冷却開始時の組織をオーステナイト単相とする。Ａｒ3は例えば、Ａｒ3＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏとして求められる。
【００５８】
冷却速度は、所定の強度が得られるベイナイトラス幅とするため、４０℃／秒以上とする。冷却速度は、工業的な測定方法として、冷却開始時と冷却停止時の鋼材表面温度の差を冷却時間で除して求めるが、冷却停止が２００℃以下の場合、鋼板表面温度と冷却水の温度差が小さくなり、見かけ上冷却速度が急激に低下するため、冷却開始から鋼材表面温度が２００℃の温度域とする。
【００５９】
冷却停止が２００℃超えの場合は、冷却開始から該冷却停止の温度域とする。冷却は、冷却停止後、所定の強度を有するベイナイト主体の組織に変態させるため、鋼材平均温度５００℃以下において停止する。この場合、鋼材平均温度は、冷却停止後鋼材の表面が鋼材内部の潜熱により復熱した後の温度にほぼ等しいことから、鋼材表面の復熱温度で近似することができる。
【００６０】
【実施例】
表１に実施例に用いた供試鋼の成分を示す（表示しない残部は実質的にＦｅおよび不可避不純物よりなる）。これらの化学成分を有する鋳片を加熱後、板厚３０〜１００ｍｍの鋼板に圧延、冷却した。表２に製造条件、表３に鋼板の特性を示す。
【００６１】
ミクロ組織を、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡、透過型電子顕微鏡により観察し、ベイナイトラス幅とフェライトの析出状態を測定した。機械的特性として、強度，靭性を求めた。引張試験は板厚１／４より採取したＪＩＳ Ｇ１４号（１４Φ）試験片を用いた試験とし、衝撃試験は、板厚１／４より長手方向が圧延方向と直角となるように採取した２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ４号標準試験片）を用いた試験とした。
【００６２】
以下、実施例について詳細に説明する。表１における鋼種Ａ〜Ｈは請求項１〜８の何れかに記載の成分組成を満足し、鋼種Ｉ，ＪはＣｅｑ（ＷＥＳ），Ｐｃｍの規定が本発明範囲外で、鋼種Ｋ，ＬはＳｉ＋３Ｃｒが発明の範囲外で比較例となっている。表２，３における鋼番１〜１３は鋼種Ａ〜Ｈを用いた製造例で請求項１〜１１のいずれかに記載の発明の実施例となっている。ｖＴｓはー７０℃以下で良好な低温靭性が得られている。
【００６３】
鋼番１４は加熱温度が高く、鋼番１５は９００〜１０００℃での圧延を省略したため、ｖＴｓがー７０℃超えとなり靭性が低い。鋼番１６は冷却速度が遅く、ベイナイトラス幅が大きく、強度が低い。鋼番１７はオーステナイトの未再結晶温度域での圧延を省略したため、フェライト生成量が少なく、靭性に劣っている。鋼番１８は冷却速度が遅くベイナイトラス幅が大きく、またフェライトも厚くなりすぎ、強度，靭性ともに劣っている。
【００６４】
鋼番１９はオーステナイト未再結晶域での累積圧下が多すぎ、鋼板の異方性が大きくなっている。鋼番２０は冷却停止温度が高すぎたため、鋼番２１は冷却開始温度がＡｒ3よりも低くなってしまったため、共にフェライトが膜状でなくポリゴナルに析出したため、強度が低い。鋼番２２，２３はＣｅｑ，Ｐｃｍが本発明範囲外で、溶接性が劣化している。鋼番２４，２５はＳｉ＋３Ｃｒの値が発明の範囲内でなく、フェライトの析出が十分でなく靭性に劣っている。
【００６５】
【表１】
【００６６】
【表２】
【００６７】
【表３】
【００６８】
【表４】
【００６９】
【発明の効果】
本発明によれば、高価な合金元素を用いずに、低温靭性及び、溶接性に優れた厚肉６０キロ級鋼とその製造方法の提供が可能で、産業上、その効果は極めて大きい。
【発明の属する技術分野】
この発明は、建築、橋梁、水圧鉄管、低温貯蔵タンク、圧力容器、ラインパイプ、船舶及び海洋構造物等に用いられる６０キロ級溶接構造用鋼で、特に低温靭性に優れた鋼材の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
建築、橋梁、水圧鉄管、低温貯蔵タンク、圧力容器、ラインパイプ、船舶及び海洋構造物等の大型構造物が脆性破壊を生じた場合、経済、環境に及ぼす影響が大きいため、高度の安全性が求められている。そのため、これらの構造物に使用される鋼材に対し低温靭性が要求されることが多く、その要求水準は極寒地における開発、構造物の大型化、及び信頼性要求水準の引き上げなどにより年々厳しくなっている。また、比較的低温靭性の確保が難しい厚肉材の需要が増加している。
【０００３】
鋼材の低温靭性を向上させる手段として、従来よりＮｉ含有量を増加させる方法が知られており、液化天然ガス（ＬＮＧ）の貯槽タンクにおいては、９％Ｎｉ鋼が商業規模で使用されている。しかし、Ｎｉ量の増加はコストを大幅に上昇させるため、ＬＮＧ貯槽以外の用途には多量の添加は難しい。
【０００４】
一方、溶接施工性の観点からは、低温割れを防止するために行う予熱温度の低下が求められており、近年、予熱フリーの鋼材の需要が急速に増加している。予熱温度を下げるためには、Ｃｅｑ（ＷＥＳ），Ｐｃｍを低減する必要があり、Ｃを低減することが最も有効である。
【０００５】
特にＣを０．０９％以下とした場合、予熱フリー化が実現される。しかし、Ｃの低下は強度を低下させるため、合金元素の添加が必須となるが、コスト的な制約からＮｉ等の靭性向上に有効な元素を添加しない場合、上部ベイナイト組織、すなわち、ベイナイトラス間にセメンタイトが析出した組織となり、優れた低温靭性を得ることは極めて困難となる。
【０００６】
このような問題を解決する方法として、加工熱処理により高靭化した５７０ＭＰａ級厚肉高張力鋼板およびその製造方法が、特開平１０−１５８７７８号公報に開示されている。
【０００７】
本技術では、鋼板のフェライト体積率を１０〜４０％とすることにより、組織を分断し、靭性を向上させることを意図している。しかし、フェライト体積率が大きくなると降伏強さを確保することが困難であり、引張強さ６０キロ級鋼に要求される４４０ＭＰａ以上の降伏強さを厚肉鋼で満足することは困難である。
【０００８】
また、その製造方法はオーステナイトの未再結晶温度域で強圧下を加えるものであり、鋼板に異方性が生じ、溶接部の超音波探傷試験において探傷不良を生じる場合がある。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、溶接施工性に優れた６０キロ級厚肉鋼材に優れた低温靭性を付与する技術は未だ完成されていない。本発明は、溶接施工性に優れ、かつ優れた低温靭性を有する６０キロ級高張力鋼およびその製造方法を提供するものであり、具体的には以下の性能を満足することを目的とする。降伏強さ：４４０ＭＰａ以上、引張強さ：５７０〜６１０ＭＰａ級、板厚方向１／４位置でのｖＴｓ：−７０℃以下、溶接時の予熱：不要。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは上記課題の達成に向けて鋭意検討を重ね、高価な合金元素を多量に添加することなく、優れた溶接施工性と低温靭性を両立させた鋼材およびその製造方法を完成するに至った。すなわち、少ない合金元素の添加量で、強度を低下させることなく低温靭性を向上させるため、金属組織を最適化することを基本方針とし、光学顕微鏡レベル、さらには電子顕微鏡レベルで検討を行い、以下の知見を得た。
【００１１】
６０キロ級の強度を確保するため必須となる上部ベイナイトを主体とする組織では、靭性を支配する亀裂の発生または伝播が旧オーステナイト粒界において優先的に生じる。これを阻止するためには、粒界にフェライトを析出させ、亀裂の発生または伝播する個所をベイナイトパケット境界とすることが有効である。
【００１２】
しかし、フェライトの体積分率が多くなりすぎる場合は強度が低下し、６０キロ級鋼としての降伏強さおよび引張強さを満足することが出来ないため、フェライト相の体積分率が少なくても、低温靭性を向上させる組織形態が望ましく、旧オーステナイト粒界上に膜状フェライトを析出させ、ベイナイト相をベイナイトラス間隔をある一定値以下に細かくし、強化した組織が最も強度の低下が少なくかつ低温靭性向上に有効である。
【００１３】
本発明はこれらの知見をもとに更に検討を加えてなされたものである。
【００１４】
１．鋼組成として、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０７％、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、且つ０．５０≦Ｓｉ＋３Ｃｒ≦１．２５％、Ｂ：０．０００２％以下を満足する残部が鉄および不可避不純物からなり、質量％で、Ｐｃｍ≦０．２％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２％を満たし、ベイナイトラス幅を２μｍ以下とし、旧オーステナイト粒界上に厚さ０．１〜５μｍの膜状フェライトが２０％以上の粒界占有率で析出した組織を有することを特徴とする溶接性および靭性に優れた６０キロ級高張力鋼、
但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ，Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４２。
【００１６】
２．鋼組成として、更に質量％で、Ｍｏ：０．０２〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜０．６％の一種又は二種を含有する１記載の溶接性および靭性に優れた６０キロ級高張力鋼。
【００１７】
３．鋼組成として、更に質量％で、Ｎｉ：０．１〜０．５％を含有する１または２記載の溶接性及び靭性に優れた６０キロ級高張力鋼。
【００１８】
４．鋼組成として、更に質量％で、Ｖ：０．０１〜０．０８％を含有する１乃至３記載の何れかに記載の溶接性及び靭性に優れた６０キロ級高張力鋼。
【００１９】
５．鋼組成として、更に質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％，Ｃａ：０．００１〜０．００４％の一種又は二種を含有する１乃至４記載の何れかに記載の溶接性及び靭性に優れた６０キロ級高張力鋼。
【００２１】
６．鋼組成として、質量％で、Ｐ：０．０１％以下，Ｓ：０．００２％以下とすることを特徴とする１乃至５記載の何れかに記載の溶接性及び靭性に優れた６０キロ級高張力鋼。
【００２３】
７．下記の工程を具備したことを特徴とする溶接性及び靭性に優れた６０キロ級高張力鋼の製造方法、
（１）１乃至６の何れかに記載の鋼組成を有するスラブを１１５０℃以下に加熱する工程と、
（２）９００〜１０００℃の温度域でｌｄ／ｈｍ≧１．０の圧延を１パス以上行う工程と、
但し、ｌｄ：投影接触弧長 ｌｄ＝（Ｒ・（ｈｉ−ｈｏ））／２
ｈｍ：平均板厚 ｈｍ＝（ｈｉ＋２ｈｏ）／３
Ｒ：ロール半径、ｈｉ：圧延前の板厚、ｈｏ：圧延後の板厚
（３）Ａｒ3以上９００℃未満の温度域で累積圧下率１０〜５０％で圧延する工程と、
（４）鋼材表面温度がＡｒ3以上から冷却を９６＋開始し、鋼材表面温度が２００℃以上の温度域で鋼材表面の冷却速度が４０℃／秒以上となる冷却を実施し、鋼材平均温度が５００℃以下において冷却を停止する工程。
【００２４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明におけるミクロ組織、成分組成、製造条件の限定理由について説明する。
【００２５】
１．ミクロ組織
本発明鋼のミクロ組織は、６０キロ級の強度を確保するため、ベイナイト主体の組織とし、更に強度・靭性の観点からベイナイトラス幅、旧オーステナイト粒界上におけるフェライトの析出状態を規定する。本発明では、ベイナイト主体の組織に、その作用，効果を失わない範囲で、一部フェライト、パーライト等を含むことは差し支えなく、また、ベイナイトとは上部ベイナイトを主体としたベイナイトを意味するものとする。
【００２６】
ベイナイトラス幅：２μｍ以下
低温靭性を向上させるため、粒界にフェライトを析出させると、強度が低下する。溶接施工時の予熱を不要とするため合金添加量を低下したにも拘わらず、コスト的な制約から、高価な合金元素を添加しない場合、厚肉鋼材では６０キロ級の強度が満足できないことも生じる。
【００２７】
そこで本発明では、ベイナイト相の強度に影響を与えるベイナイトラス幅を調整し、ベイナイトの下部組織を適正化する。ベイナイトラス幅は大きくなるほど、ベイナイトの強度は低下し、ラス幅が２μｍを超えると厚肉材の場合、６０キロ級鋼としての強度が不足するため、２μｍ以下とする。尚、ラスのサイズは靭性に影響を与えないことを確認した。
【００２８】
粒界フェライト：旧オーステナイト粒界上で、厚さ０．１〜５μｍの膜状に２０％以上の占有率で析出
ベイナイト組織を高靭化するため、旧オーステナイト粒界上に膜状のフェライトを析出させる。旧オーステナイト粒内に析出したフェライトもベイナイトの高靭化に有効であるが、その効果は粒界上に比して小さいため、フェライトの析出サイトは粒界上とする。
【００２９】
また、ポリゴナルなフェライトが析出すると強度の低下が大きくなるため、フェライトの析出形態は膜状とし、その膜厚は厚さが５μｍを超えると強度の低下が大きく、０．１μｍ未満では高靭化の効果が明確でないため、０．１〜５μｍとする。さらにフェライトの旧オーステナイト粒界上の占有率が、２０％未満では高靭化の効果が明確でないため、２０％以上とする。
【００３０】
尚、粒界占有率は板厚方向に平行な断面を光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡で観察した際、ある面積中に含まれる旧オーステナイト粒界の総長さに対する、旧オーステナイト粒界上に存在する膜状フェライトの長さの和の割合とする。
【００３１】
２．成分組成
本発明では上述したミクロ組織により、６０キロ級鋼としての強度を確保するが、溶接性等構造用鋼としての必要な特性を付与するため、成分組成において以下の限定を行う。
【００３２】
Ｐｃｍ：０．２％以下、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）：０．４２％以下
Ｐｃｍは溶接低温割れ性、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）は溶接熱影響部の靭性の指標で、Ｐｃｍが０．２％を超えた場合、予熱無しの溶接では低温割れが起こる可能性があり、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）が０．４２％を超えた場合、大入熱溶接の熱影響部靭性が著しく劣化するため、それぞれ、０．２％以下、０．４２％以下とする。
【００３３】
更に、本発明鋼として好ましい具体的な成分組成は以下の通りである。
【００３４】
Ｃ：０．０４％以上、０．０９％以下
Ｃは所定の強度を確保するため添加する。０．０４％未満では厚肉材の場合、６０キロ級の引張強度を確保することが困難で、０．０９％を超えると溶接施工性を阻害するため、０．０４％以上、０．０９％以下とする。
【００３５】
Ｓｉ：０．１％以上、０．５％以下
Ｓｉは強力なフェライト生成元素であり、旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトを生成させるため添加する。０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．５％を超えると効果が飽和し、溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、０．１％以上、０．５％以下添加する。
【００３６】
Ｍｎ：１．２％以上、１．８％以下
Ｍｎは所定の強度を確保するために添加する。１．２％未満では厚肉材の場合、６０キロ級の引張強度を確保することが困難で、１．８％を超えると溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、１．２％以上、１．８％以下とする。
【００３７】
Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下
Ｐ，Ｓは不純物であり、中央偏析を軽減し、板厚中央の靭性および溶接性を向上させるため、Ｐは０．０１０％以下、Ｓは０．００２％以下とする。
【００３８】
Ｃｒ：０．１％以上、０．５％以下
Ｃｒは強力なフェライト生成元素で、旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトを生成させるために添加する。０．１％未満ではその効果が不十分で、０．５％を超えると焼入れ性が著しく高まり、膜状のフェライトの生成が困難になるため、０．１％以上、０．５％以下添加する。
【００３９】
Ｎｂ：０．０１％以上、０．０５％以下
Ｎｂは、圧延時のオーステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト粒界を活性化させ、膜状フェライトの生成を容易とする。また、Ｎｂ炭窒化物として析出し、強度上昇に有効なため添加する。０．０１％未満ではそれらの効果が不十分で、０．０５％を超えると著しいＮｂ炭窒化物の析出強化により靭性が劣化するため、０．０１％以上、０．０５％以下添加する。
【００４０】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以下
Ａｌは脱酸のため添加する。ｓｏｌ．Ａｌ量で、０．００２％未満の場合その効果が十分でなく、０．０７％を超えて含有すると鋼材の表面疵が発生しやすくなるため、０．００２％以上、０．０７％以下添加する。
【００４１】
Ｎ：０．００１％以上、０．００５％以下
Ｎは圧延加熱時、ＡｌあるいはＴｉと結合し、ＡｌＮ，ＴｉＮを生成し、オーステナイトを微細化させる。０．００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００５％を超えて含有すると靭性が劣化するため、０．００１％以上、０．００５％以下とする。
【００４２】
Ｂ：０．０００２％以下
Ｂは本発明では不純物元素として扱う。冷却開始時、固溶Ｂとして存在すると、旧オーステナイト粒界における膜状フェライトの生成が抑制されるため、溶解原料の選別などにより、０．０００２％以下に規制する。
【００４３】
Ｓｉ＋３Ｃｒ：０．５０％以上、１．２５％以下
本パラメータは上記成分範囲で構成される鋼の旧オーステナイト粒界に膜状のフェライトを生成させるためのものであり、Ｓｉ＋３Ｃｒが０．５０％未満ではその効果が十分でなく、１．２５％を超えると過度の焼入れ性により膜状のフェライトの生成が抑制されるため、０．５０％以上、１．２５％以下とする。
【００４４】
基本成分組成は以上のとおりで、十分に本発明の目的を達成できるが、更に特性を向上させる場合、Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，Ｃａを添加させることができる。
【００４５】
Ｍｏ：０．０２％以上、０．３％以下、Ｃｕ：０．１％以上、０．６％以下の一種または二種
Ｍｏは強度を向上させ、特に厚肉材で有効なため、添加する。０．０２％未満ではその効果が十分でなく、０．３％を超えると溶接性および溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、０．０２％以上、０．３％以下とする。
【００４６】
Ｃｕは強度を向上させるため添加する。０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．６％を超えて添加するとＣｕ割れの懸念が高まるため、０．１％以上、０．６％以下とする。
【００４７】
Ｎｉ：０．１％以上、０．５％以下
Ｎｉは靭性を向上させるため添加する。０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．５％を超えると鋼材コストの上昇が著しくなるため、０．１％以上、０．５％以下とする。
【００４８】
Ｖ：０．０１％以上、０．０８％以下
Ｖは炭化物として析出し、強度を向上させるため添加する。０．０１％未満ではその効果が十分でなく、０．０８％超えでは、著しいＶ炭化物の析出強化により靭性が劣化するため、０．０１％以上、０．０８％以下とする。
【００４９】
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２％以下、Ｃａ：０．００１％以上、０．００４％以下の一種または二種
Ｔｉ，Ｃａは、母材靭性ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させるため添加する。Ｔｉは圧延加熱時あるいは溶接時、ＴｉＮを生成し、オーステナイト粒径を微細化するが、０．００５％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．０２％を超えて添加すると圧延時にＴｉＮｂの複合炭化物が析出し、Ｎｂ炭窒化物の析出量が不足するようになり、強度が低下するため、０．００５％以上、０．０２％以下とする。
【００５０】
ＣａはＣａ硫酸化物として鋼中に存在し、圧延加熱時あるいは溶接時にオーステナイト粒径を微細化する。０．００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００４％を超えて添加すると多量のＣａ硫酸化物により清浄度を著しく劣化させるため、０．００１％以上、０．００４％以下とする。
【００５１】
３．製造条件
本発明のミクロ組織は、例えば、以下の工程を備えた製造方法により達成される。各工程について説明する。
【００５２】
スラブを１１５０℃以下に加熱する工程
スラブ加熱温度は、１１５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒が急激に粗大化し、その後の圧延によっても細粒化が困難となり、低温靭性が劣化する場合があるため、１１５０℃以下とする。
【００５３】
９００〜１０００℃の温度域でｌｄ／ｈｍ≧１．０の圧延を１パス以上行う工程
但し、ｌｄ：投影接触弧長 ｌｄ＝（Ｒ・（ｈｉ−ｈｏ））／２
ｈｍ：平均板厚 ｈｍ＝（ｈｉ＋２ｈｏ）／３
Ｒ：ロール半径、ｈｉ：圧延前の板厚、ｈｏ：圧延後の板厚
オーステナイト粒径を微細化し、靭性を向上させるため、Ｎｂ含有鋼における再結晶温度の低温域である９００〜１０００℃において、ｌｄ／ｈｍ≧１．０を満たす圧延を１パス以上行い、回復の早い温度域で板厚中央部まで有効に加工歪を導入する。
【００５４】
圧延温度は、９００℃未満では再結晶が十分でなく、１０００℃を超えると再結晶粒が大きくなるため、９００〜１０００℃とする。ｌｄ／ｈｍは、１．０未満の場合、板厚中央部に再結晶を励起するのに十分な加工歪みが加わらないため、１．０以上とする。
【００５５】
Ａｒ3以上９００℃未満の温度域で累積圧下率１０〜５０％で圧延する工程
靭性を向上させるため、Ｎｂ含有鋼の未再結晶温度域において累積圧下により加工歪を蓄積し、フェライト変態を促進する。圧延温度は、Ａｒ3未満では冷却開始時にフェライト変態の進行により焼入れ性が低下し、所定の強度が得られず、９００℃以上では再結晶により、加工歪が蓄積されずフェライト変態が不十分となるため、Ａｒ3以上９００℃未満の温度域とする。
【００５６】
累積圧下率は、１０％未満ではフェライト変態が促進されず、５０％を超えるとその効果が飽和し、鋼材の異方性が急激に増大するため、１０〜５０％とする。
【００５７】
鋼材表面温度がＡｒ3以上から冷却を開始し、鋼材表面温度が２００℃以上の温度域で鋼材表面の冷却速度が４０℃／秒以上となる冷却を実施し、鋼材平均温度が５００℃以下において冷却を停止する工程。
圧延後の冷却は、所定の強度、靭性が得られる焼入れ性を確保するため、鋼材表面温度をＡｒ3以上とし、冷却開始時の組織をオーステナイト単相とする。Ａｒ3は例えば、Ａｒ3＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏとして求められる。
【００５８】
冷却速度は、所定の強度が得られるベイナイトラス幅とするため、４０℃／秒以上とする。冷却速度は、工業的な測定方法として、冷却開始時と冷却停止時の鋼材表面温度の差を冷却時間で除して求めるが、冷却停止が２００℃以下の場合、鋼板表面温度と冷却水の温度差が小さくなり、見かけ上冷却速度が急激に低下するため、冷却開始から鋼材表面温度が２００℃の温度域とする。
【００５９】
冷却停止が２００℃超えの場合は、冷却開始から該冷却停止の温度域とする。冷却は、冷却停止後、所定の強度を有するベイナイト主体の組織に変態させるため、鋼材平均温度５００℃以下において停止する。この場合、鋼材平均温度は、冷却停止後鋼材の表面が鋼材内部の潜熱により復熱した後の温度にほぼ等しいことから、鋼材表面の復熱温度で近似することができる。
【００６０】
【実施例】
表１に実施例に用いた供試鋼の成分を示す（表示しない残部は実質的にＦｅおよび不可避不純物よりなる）。これらの化学成分を有する鋳片を加熱後、板厚３０〜１００ｍｍの鋼板に圧延、冷却した。表２に製造条件、表３に鋼板の特性を示す。
【００６１】
ミクロ組織を、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡、透過型電子顕微鏡により観察し、ベイナイトラス幅とフェライトの析出状態を測定した。機械的特性として、強度，靭性を求めた。引張試験は板厚１／４より採取したＪＩＳ Ｇ１４号（１４Φ）試験片を用いた試験とし、衝撃試験は、板厚１／４より長手方向が圧延方向と直角となるように採取した２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ４号標準試験片）を用いた試験とした。
【００６２】
以下、実施例について詳細に説明する。表１における鋼種Ａ〜Ｈは請求項１〜８の何れかに記載の成分組成を満足し、鋼種Ｉ，ＪはＣｅｑ（ＷＥＳ），Ｐｃｍの規定が本発明範囲外で、鋼種Ｋ，ＬはＳｉ＋３Ｃｒが発明の範囲外で比較例となっている。表２，３における鋼番１〜１３は鋼種Ａ〜Ｈを用いた製造例で請求項１〜１１のいずれかに記載の発明の実施例となっている。ｖＴｓはー７０℃以下で良好な低温靭性が得られている。
【００６３】
鋼番１４は加熱温度が高く、鋼番１５は９００〜１０００℃での圧延を省略したため、ｖＴｓがー７０℃超えとなり靭性が低い。鋼番１６は冷却速度が遅く、ベイナイトラス幅が大きく、強度が低い。鋼番１７はオーステナイトの未再結晶温度域での圧延を省略したため、フェライト生成量が少なく、靭性に劣っている。鋼番１８は冷却速度が遅くベイナイトラス幅が大きく、またフェライトも厚くなりすぎ、強度，靭性ともに劣っている。
【００６４】
鋼番１９はオーステナイト未再結晶域での累積圧下が多すぎ、鋼板の異方性が大きくなっている。鋼番２０は冷却停止温度が高すぎたため、鋼番２１は冷却開始温度がＡｒ3よりも低くなってしまったため、共にフェライトが膜状でなくポリゴナルに析出したため、強度が低い。鋼番２２，２３はＣｅｑ，Ｐｃｍが本発明範囲外で、溶接性が劣化している。鋼番２４，２５はＳｉ＋３Ｃｒの値が発明の範囲内でなく、フェライトの析出が十分でなく靭性に劣っている。
【００６５】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【発明の効果】
本発明によれば、高価な合金元素を用いずに、低温靭性及び、溶接性に優れた厚肉６０キロ級鋼とその製造方法の提供が可能で、産業上、その効果は極めて大きい。
Claims (7)
- 鋼組成として、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０７％、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、且つ０．５０≦Ｓｉ＋３Ｃｒ≦１．２５％、Ｂ：０．０００２％以下を満足する残部が鉄および不可避不純物からなり、質量％で、Ｐｃｍ≦０．２％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２％を満たし、ベイナイトラス幅を２μｍ以下とし、旧オーステナイト粒界上に厚さ０．１〜５μｍの膜状フェライトが２０％以上の粒界占有率で析出した組織を有することを特徴とする溶接性および靭性に優れた６０キロ級高張力鋼、
但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ，Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４。 - 鋼組成として、更に質量％で、Ｍｏ：０．０２〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜０．６％の一種又は二種を含有する請求項１記載の溶接性および靭性に優れた６０キロ級高張力鋼。
- 鋼組成として、更に質量％で、Ｎｉ：０．１〜０．５％を含有する請求項１または２記載の溶接性及び靭性に優れた６０キロ級高張力鋼。
- 鋼組成として、更に質量％で、Ｖ：０．０１〜０．０８％を含有する請求項１乃至３記載の何れかに記載の溶接性及び靭性に優れた６０キロ級高張力鋼。
- 鋼組成として、更に質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％，Ｃａ：０．００１〜０．００４％の一種又は二種を含有する請求項１乃至４記載の何れかに記載の溶接性及び靭性に優れた６０キロ級高張力鋼。
- 鋼組成として、質量％で、Ｐ：０．０１％以下，Ｓ：０．００２％以下とすることを特徴とする請求項１乃至５記載の何れかに記載の溶接性及び靭性に優れた６０キロ級高張力鋼。
- 下記の工程を具備したことを特徴とする溶接性及び靭性に優れた６０キロ級高張力鋼の製造方法、
（１）請求項１乃至６の何れかに記載の鋼組成を有するスラブを１１５０℃以下に加熱する工程と、
（２）９００〜１０００℃の温度域でｌｄ／ｈｍ≧１．０の圧延を１パス以上行う工程と、
但し、ｌｄ：投影接触弧長 ｌｄ＝（Ｒ・（ｈｉ−ｈｏ））／２
ｈｍ：平均板厚 ｈｍ＝（ｈｉ＋２ｈｏ）／３
Ｒ：ロール半径、ｈｉ：圧延前の板厚、ｈｏ：圧延後の板厚
（３）Ａｒ3以上９００℃未満の温度域で累積圧下率１０〜５０％で圧延する工程と、
（４）鋼材表面温度がＡｒ3以上から冷却を開始し、鋼材表面温度が２００℃以上の温度域で鋼材表面の冷却速度が４０℃／秒以上となる冷却を実施し、鋼材平均温度が５００℃以下において冷却を停止する工程。
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