JP2003113439A - 多重熱サイクルを受けた溶接熱影響部の靱性に優れた高張力鋼およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】溶接によって構造体を構成する上で重要な、溶
接熱影響部の靱性に優れた高張力鋼およびその製造方法
を提供する。 【解決手段】質量％で、C:0.05〜0.20、Si:0.01 〜0.5
0、Mn:0.50 〜2.00、Ni：1.00〜4.50、Cr:0.10 〜1.0
0、Mo:0.10 〜1.00、Nb:0.003〜0.050 、V:0.010 〜0.3
0、Al:0.005〜0.080 、B:0.0005〜0.0050、Ti:0.003〜
0.050 を含有し、あるいはさらにCu、Coの一種または二
種を0.005 〜1.0 含有し、上記各種元素濃度と、実験的
パラメータからなるPDH ＝Ｄ×（α×PFB ＋β）の値が
２００以上であって、残部は実質的にFe及びその他の不
可避的不純物よりなり、板厚が25〜200ｍｍであること
を特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、溶接によって構造
体を製造する上で必要な、溶接熱影響部の靱性に優れた
高張力鋼に関し、詳しくは耐圧性能を要求される鋼管用
鋼、容器用鋼、および土木、建築用高張力鋼、あるいは
低温環境に曝される高強度構造体ないしは高強度耐圧構
造体に関する。

【０００２】

【従来の技術】構造部材の強度を高めて構造体重量を低
減したり、組立の際の工数を低減する技術開発は従来よ
り盛んであり、これらを目的として６００ＭＰａ超級の
引張り強さを有する、いわゆる高張力鋼板が開発されて
きた。近年では特に、地球環境および資源保護の観点か
ら、高効率のエネルギー採取、変換技術が注目されてお
り、水素、天然ガスあるいは原油の高圧輸送、貯蔵シス
テムや、それらを電気エネルギーに変換した後の貯蔵技
術としての揚水発電に関する技術開発が進んでいる。な
お、本発明で表記する「高張力鋼」とは、引張り強さが
約７５０MPa を超える鋼であり、請求項あるいは以下の
本発明においては全て７５０MPa 以上の引張り強さを有
する鋼に関する。

【０００３】これらの技術を可能ならしめる重要な技術
要素は、溶接構造で構成される構造体を形成する高張力
鋼板の開発と実用化である。したがって、上記技術開発
と並行して高張力鋼板の開発研究が進められてきた。例
えば特開昭６３−２６６０２３号公法、特開平２−１３
３５２１号公法および特開平２−１４１５２８号公法に
はそれぞれ、直接焼入れあるいは調質処理によって、焼
入れ性の高い化学組成を有する鋼板から目的とする高張
力鋼板を製造する技術についての開示がある。また、特
開昭６１−５６２６８号公法には高靱性高張力鋼を製造
する方法に関する技術の開示がある。

【０００４】しかし、これらの技術はいずれも鋼板その
ものの特性、すなわち溶接施工前の鋼板の製造方法に関
する技術であって、製造された鋼板が溶接によって構造
体となった場合に必要な、継手の特性を確保する技術に
関しては記載が無く、またその特性に関しても詳細は明
らかではなかった。

【０００５】これらの高張力鋼は鋼板の製造技術を改善
して、強度靱性バランスを実現したとしても、その後に
受ける溶接熱影響が鋼板の変態点を超える温度である場
合、すなわち鋼板の溶接継手における熱影響部において
は、鋼板素材で獲得した金属組織的特徴が全て失われる
場合が多く、結果的に継手の強度靱性バランスは実現で
きない場合があることが、本発明者らの詳細な調査によ
って明らかとなった。

【０００６】引張り強さが７５０ＭＰａ以上と極めて高
い強度を有する鋼板の溶接には、溶接金属および鋼板が
予め焼入れ性高く設計されていることから、溶接後の冷
却時に発生する溶接金属の収縮に起因した熱間割れ、あ
るいは水素誘起割れなどを回避するために比較的入熱の
低い溶接を採用する傾向がある。その際には溶接パス数
が必然的に多くなり、鋼板の厚みが増すと同時に溶接熱
影響部が受ける熱サイクルは、複数回の変態点以上の温
度への再加熱を受けることとなり、継手の金属組織は極
めて複雑となる。その中でも、第一回目の溶接時に融点
近傍まで加熱される、いわゆる溶接ボンド近傍では、鋼
板母材の結晶粒が粗大となる場合があり、この部位がさ
らなる複雑な多重熱サイクルを受けた場合に靱性が安定
しなくなる場合があることを見いだした。高強度部材の
溶接継手靱性の不安定化、すなわち局部的な劣化は、た
とえそれが局所的ではあっても、高張力鋼板を使用する
構造体の使用目的を考慮すると、構造体そのものの実現
性を危うくする可能性が大であり、極めて重要な知見か
つ課題と認識することができる。

【０００７】なお、本発明において「多重熱サイクル」
とは、上記のように第一回目に溶接ボンド近傍と同等の
熱サイクル、具体的には最高加熱温度が1350〜1450℃で
あり、保持１秒以上の急速加熱冷却を伴う熱サイクルを
受け、続いて上記以下の温度であってかつ材料のAc1 変
態点以上の温度に少なくとも１回再熱される熱サイクル
のことを意味するものとする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明者らはさらなる研
究を進め、その靱性低下が多重熱サイクルによって微細
化した結晶の局部的な焼入れ性と相関を有することを見
いだした。また、この局部的な焼入れ性は母材鋼板の焼
入れ性そのものを高める、間接的な手段では容易には向
上できず、その制御には母材の一定値以上の焼入れ性の
確保と、多重溶接熱サイクル時に結晶粒界からの再変態
を遅延させる効果を有するＢの高度有効利用技術が必要
であることを見いだした。

【０００９】実質的にＢを有効に利用し、多重溶接熱サ
イクル時の溶接熱影響部靱性を確保するには、一定の焼
入れ性を確保する鋼成分、および熱サイクル時に粒界か
らの核生成を抑制するに十分な量の有効Ｂ量確保が同時
に必要であり、本発明は該目的を達成するためになされ
たもので、その要旨は以下の通りである。

【００１０】質量％で、Ｃ ：０．０５〜０．２０、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０、Ｍｎ：０．５０〜２．０
０、Ｎｉ：１．００〜４．５０、Ｃｒ：０．１０〜１．
００、Ｍｏ：０．１０〜１．００、Ｎｂ：０．００３〜
０．０５０、Ｖ ：０．０１０〜０．３０、Ａｌ：０．
００５〜０．０８０、Ｂ ：０．０００５〜０．００５
０を含有し、加えてＴｉ：０．００３〜０．０５０を含
有し、上記各種元素濃度と、実験的パラメータからなる
以下の式の値が２００以上であって、 PDH ＝Ｄ×（α×PFB ＋β) −−−−−−−−−−−−−−−−−−(1) ただし、Ｄは理想臨界焼き入れ直径の値 ＰＦＢ＝（含有Ｂppm)−11/14([ 含有Nppm] −14/48[含
有Tippm]) α＝２、β＝２５ かつ Ｎ＜０．００７ Ｐ＜０．０３ Ｓ＜０．００５ Ｏ＜０．０１０ に制限し、残部は実質的にＦｅおよび
その他の不可避的不純物よりなることを特徴とする、板
厚が２５〜２００ｍｍである事を特徴とする、多重熱サ
イクルを受けた溶接熱影響部の靱性に優れる高張力鋼。

【００１１】 に記載の鋼に、さらに質量％で、Ｃ
ｕ：０．０５〜１．０％、Ｃｏ：０．０５〜１．０％、
を含有することを特徴とする、多重熱サイクルを受けた
溶接熱影響部の靱性に優れる高張力鋼。

【００１２】 またはに記載の高張力鋼であっ
て、圧延終了温度が800 ℃以下の場合に、第(1) 式に記
載のパラメータPFB を、圧延条件である圧延開始温度と
圧延終了温度の差 ΔTR＝（圧延開始温度）−（圧延終了温度) （℃） を用いた補正ＰＦＢ値であるＭＦＢ値 ＭＦＢ＝ＰＦＢ＋ΔTR/5 をＰＦＢ値の代わりに用いる時、第(1) 式の計算値が２
００を超える事を特徴とする、多重熱サイクルを受けた
溶接熱影響部の靱性に優れる高張力鋼。

【００１３】 〜に記載の高張力鋼の製造に際
し、熱間圧延工程における、圧延前の板厚／圧延後の板
厚 の値である厚減比が２．３以上であり、最終圧延の
後に直接焼入れ、すなわち鋼板組織が低温変態を開始す
る前に適当な冷媒による加速冷却を実施することを特徴
とする高張力鋼の製造方法。

【００１４】

【発明の実施の形態】本発明を実施するにあたって、鋼
板の化学成分を請求項および２に記載の範囲で限定し、
一定値以上の焼入れ性を確保すると同時に、第(1) 式の
値が２００以上となるようにさらに化学成分を調整する
必要がある。最初に、本発明鋼の化学成分を請求項の範
囲で決定した理由を詳細に述べる。

【００１５】Ｃは鋼材の金属組織制御に必要であって、
焼入れ性を高める効果を通して引張り強さ、耐力を決定
し、鋼板の靱性を決定するのに有用である。本発明を適
用する鋼の強度、約６００ＭＰａ以上の強度を獲得する
には０．０５％が必要であり、０．２０％超の添加では
強度向上は果たすものの、構造物としての鋼板あるいは
溶接継手の靱性を損なう場合があることから、０．０５
〜０．２０％を添加範囲とした。

【００１６】Ｓｉは脱酸を目的として主に添加する。
０．０１％未満では鋼中酸素濃度が高くなって鋼板の靱
性が低下する場合があり、また０．５０％を超えて添加
する場合にはＣと同様に強度向上効果よりも脆化が顕著
となり、鋼板の靱性を損なうため、０．０１〜０．５０
％の範囲で添加することとした。

【００１７】Ｍｎは焼入れ性および強度向上に重要な元
素であって、特に低温変態を助長する効果があって鋼の
組織微細化に有効である。０．５０％以上の添加で効果
が有効に発現し、２．００％超の添加では溶接割れが発
生しやすくなり、施工性が低下することから、０．５０
〜２．００％の範囲で添加することとした。

【００１８】ＮｉはＭｎと同様に低温変態を促進して鋼
材の強度を向上させる。さらに、積層欠陥エネルギーに
作用して靱性を向上させる効果を有する。１．００％未
満の添加では低温変態促進効果が少なく、また多重サイ
クルの溶接熱影響部において、後述するように、有効Ｂ
による靱性向上をより安定的に達成することができない
場合があるため、下限値として１．００％を決定した。
また、４．５０％超の添加ではAr1 変態点が低下しすぎ
るために熱処理が困難となり、製造性が低下することか
ら上限を４．５０％ととした。

【００１９】Ｃｒは焼入れ性を最も高める元素であっ
て、強度と靱性の向上に寄与する。０．１０％未満では
効果が少なく、１％を超えて添加する場合、Ｃｒを含有
する炭化物の析出が増加し、鋼材が脆化する場合がある
ため、添加範囲を０．１０〜１．００％と決定した。

【００２０】ＭｏはＣｒと類似する効果を有するととも
に、Ｆｅとの原子半径差が大きいことから固溶強化に有
用である。０．１０％未満では添加効果が発現せず、
１．００％を超えて添加するとＣｒと同様に粗大炭化物
を多数生成して鋼材が脆化する場合があるため、成分範
囲を０．１０〜１．００％に決定した。

【００２１】ＮｂはＮｂＣとして析出し、結晶粒界と相
互作用を有する。すなわち、結晶粒と組織の制御に有効
である。また、析出物そのものは微細でかつ基材との整
合性が高いために析出強化能を有し、微量添加で強度向
上を実現できる。０．００３％未満の添加では効果が少
なく、０．０５０％を超えて添加すると粗大な炭窒化物
として析出し、かえって鋼材の靱性を劣化させる場合が
あるため、添加範囲を０．００３〜０．０５０％に限定
した。

【００２２】Ｖは炭化物として析出して、強度を析出強
化を通じて高める。０．０１０％未満の添加では効果が
少なく、０．３０％超の添加では粗大な炭化物を形成
し、鋼材の靱性を劣化させる場合があるため、その添加
範囲を０．０１０〜０．３０％に決定した。

【００２３】Ａｌは主要な脱酸元素であって、主に製鋼
工程の転炉吹錬後に添加して鋼中酸素濃度を効果的に低
減する。０．００５％の添加が、鋼中酸素濃度低減に必
要であり、０．０８０％を超えて添加した場合にはAl2O
3 を主体とする酸化物クラスターを生成して鋼材の靱性
を劣化させるので、添加範囲を０．００５〜０．０８０
％ととした。

【００２４】Ｂは本発明の技術の根幹をなす元素であっ
て、その有効利用が多重溶接熱サイクルを受けた継手の
ボンド近傍における靱性を高めるのに必要である。同時
にＢは厚肉鋼板の板厚中心部までの焼入れ性を高める効
果が高く、極微量の添加で板厚方向に均質な機械的特性
を実現する。０．０００５％未満の添加では殆ど効果が
無く、０．００５０％を超えて添加した場合には、鋼塊
の最終凝固部位を中心に、粗大な炭硼化物を形成するた
めに鋼材の靱性が劣化することから０．０００５〜０．
００５０％に添加範囲を決定した。しかし、単純に請求
項に記載した範囲のＢを添加しても、その継手靱性を安
定して確保することは困難であって、このＢを有効に利
用するためには、鋼中に含まれる窒素のうち、窒化物と
して析出していない固溶窒素を低減する事が重要であ
る。固溶窒素低減はＢとＮの原子対形成を抑制、あるい
はM23(BC)6型炭硼化物の生成抑制を通じて間接的に固溶
Ｂ量増加に寄与する。多重熱サイクルを受けても窒素を
固定する能力を有する工業的に有効な元素として、本発
明ではＴｉを選択した。０．００３％未満のＴｉ添加で
は、窒素濃度が比較的高い場合に十分な効果を発揮せ
ず、０．０５０％を超えて添加した場合にはＴｉＮ−Ｔ
ｉＣのクラスターを形成して鋼材の靱性を損なうことが
あることから、添加量範囲は０．００３％〜０．０５０
％と決定してある。

【００２５】しかるに、Ｔｉを上記の成分範囲で添加し
た場合でも、多重熱サイクルを受けた溶接継手の靱性を
安定して確保することはできない。上記の有効Ｂを多重
溶接熱サイクル下でも常に確保し続け、安定して継手靱
性を高めるにはさらに諸成分の詳細設計が必要であっ
て、本発明者らの多数の研究結果をもって経験的に決定
した第(1) 式の多重熱サイクル溶接継手靱性評価パラメ
ータPDH が200 以上の値になるように化学成分を厳密に
制御する必要がある。すなわち、 PDH ＝Ｄ×（α×PFB ＋β) −−−−−−−−−−−−−−−−−−(1) ただし、Ｄは理想臨界焼入れ直径の計算値であり、例え
ば以下のような計算式が考えられる。 Ｄ＝ 0.367(C%) ^0.5×(1+0.7Si)(1+3.33Mn)(1+0.35Cu)(1+0.36Ni)(1+2.16Cr)( 1+3Mo)×(1+1.75V)(1+1.77Al) −−−−−−−−−−−−(2) また、他のパラメータは以下の通りである。 ＰＦＢ＝（含有Ｂppm)−11/14([ 含有Nppm] −14/48[含
有Tippm]) α＝２、β＝２５

【００２６】ここでαとβは実験結果に基ずく定数であ
り、それぞれに物理的な定数を含む一定値である。本発
明鋼の請求項にある成分範囲において有効である。Ｄは
一般に鋼材の焼入れ性を評価する際に多く用いられ、種
々の実験式があるが、本発明では第(2) 式のものを計算
に使用した。Ｄの値はαおよびβとともに、評価指標の
値に直接影響を与えるが、鋼材の化学成分が決まれば各
種の提案式の間でそれほど大きな差は生じず、計算値の
変動は少ない。上記(1) 式の制限下に、請求項に記載の
鋼を設計する場合のみ、本発明が目的とする多重溶接熱
サイクルを受けた溶接継手のボンド近傍組織の靱性を安
定して高めることが初めて可能となる。

【００２７】第(1) 式およびしきい値は概略、以下に示
す実験によって決定した。請求項１および２に記載の範
囲の成分を有する鋼を真空溶解炉を用いて１００kgのイ
ンゴットに溶解、鋳造し、その後９００〜１２００℃に
再加熱して７０％以上の板厚減少を伴う圧下率で熱間圧
延し、圧延終了と同時に水冷して直接焼き入れ組織とす
るか、あるいは圧延まま放冷した後に９００〜１１００
℃に再加熱して水槽中に焼き入れ、マルテンサイト〜下
部ベイナイトの組織を有する鋼板試験片を得た。板厚は
２５〜１００ｍｍとした。続いて、鋼板試験片は５００
〜７００℃の各種温度で必要に応じて焼き戻し、強度を
調整した後に１２ｍｍ角の断面を有する熱サイクル試験
片を採取し、これに溶接入熱１００００〜５００００Ｊ
／ｃｍ相当の溶接熱サイクルを付加し、引き続いて９０
０〜１３００℃の範囲で種々の中間温度熱サイクルを１
回以上付加して、靱性を調査した。このようにして得た
試験片は全断面にわたって理想的に均質な組織を有して
おり、種々の組織が混じる実際の溶接継手に比較して因
子抽出が容易ではあるが、同時に過酷な試験となる。こ
の時、多重熱サイクルを受けた熱影響部相当の組織を有
する試験片の−６０℃におけるシャルピー吸収エネルギ
ーを測定し、その値を溶接構造材料を仮定した場合の一
般的な基準である４７Ｊをしきい値と比較することで継
手靱性を評価した。表１に、評価した鋼材の化学成分、
およびＤ値、ＰＦＢ値、ＰＤＨ値をそれぞれ併記した。
図１はＰＤＨ値と吸収エネルギーの関係の例を示したも
のである。ＰＤＨ値が２００を超えないと、化学成分範
囲が本発明の請求項１および２に記載の範囲にあっても
高い継手靱性を安定して得ることができないことが判
る。

【００２８】また、上記パラメータは鋼板母材そのもの
の化学成分設計に負うところが大きいが、鋼の製造上、
板厚が比較的厚い場合には、圧延後に生成する組織を積
極的に制御して靱性を高める手法が有効である。すなわ
ち、圧延終了後速やかに冷却する事で低温変態を促進
し、上記ＮｉあるいはＭｎを増加したのと同等な効果を
金属組織に与えることが可能であり、かつ工業生産的な
見地からは安定した特性を鋼材に与えることが可能とな
る。従って、本発明では多重溶接熱サイクルを受ける溶
接継手ボンド近傍の靱性向上効果とは別に、本発明の技
術を適用できる鋼板そのものの特性を確保すべく、適当
な冷媒による圧延後加速冷却を施すことが可能であり、
また本発明の効果を幅広く活用することが可能となる。

【００２９】また、Ｂの効果は溶接熱サイクル条件と密
接に関係するが、急速加熱を伴う溶接熱サイクル時に
は、必ずしも第一回目の高温熱サイクルにおいて、圧延
中あるいはその後の冷却時に析出した析出物は再固溶し
ない場合もある。最終的に多重溶接熱サイクル後の固溶
Ｂを増加させるためには、溶接施工前にＢが粗大かつ安
定な炭硼化物を形成していては目的とする効果が得られ
ない可能性があることもまた、本発明者らの研究によっ
て明らかとなった。従って、鋼板の製造段階で予めＢを
完全に固溶状態におくか、あるいは微細な炭硼化物とし
て鋼中に存在させておくことが望ましい。そのためには
熱間圧延終了後に生じる、Ｂの再結晶時の粒界偏析は少
ないほど良い。すなわち、非平衡偏析によって粒界にＢ
が集まると、ここで粗大な炭硼化物が析出しやすくなる
ためである。圧延開始温度は鋼の化学成分および製造工
程で決定するものであり、鋼種によっては選択の自由度
が小さい。しかし、圧延終了温度は圧延装置の能力が十
分に大きい場合に、これを比較的低くとることができ
て、再結晶後の粒界移動を小さくすることが可能とな
る。そこで、本発明では圧延開始から終了までの温度降
下に着目して研究を重ねた結果、温度降下の大きさを指
標にとって有効Ｂの効果に加算できることをもまた、初
めて見いだした。すなわち、圧延終了時の温度が800 ℃
以下となる場合には、第(1) 式で用いるパラメータPFB
に代えて次式で示されるMFB 値 ＭＦＢ＝ＰＦＢ＋ΔTR/5 ここで ΔTR＝（圧延開始温度）−（圧延終了温度) （℃） を用いることが可能である。

【００３０】圧延終了温度が低すぎる場合には鋼板に加
工歪みが多量に導入され、靱性が劣化する場合があっ
た。また、圧延開始と終了温度差を小さくとる圧延条件
では、結果的に圧延開始温度が低すぎ、板厚方向に均質
な機械的特性を得難い場合があった。これらの実験結果
をもとに、MFB 値の式の形態と係数を経験的に求めた。

【００３１】本発明の実施形態の骨子は以上述べたごと
くであるが、化学成分の観点からは、ＮｉあるいはＭｎ
と同様な効果を有するＣｕあるいはＣｏを単独に、ある
いは併用して添加することができる。両元素とも０．０
０５％未満では効果が全く無く、１．０％を超えて添加
した場合、Ｃｕでは粒界脆化、Ｃｏでは製造コストの著
しい上昇を招くため、その添加範囲を０．００５％〜
１．０％ととした。また、本発明鋼では不純物に相当す
るＮ、Ｐ、Ｓ、Ｏはそれぞれ含有上限を０．００７％、
０．０３％、０．００５％、０．０１０％に制限して、
固溶Ｂ量確保による継手の靱性向上を図っている。

【００３２】なお、本発明鋼の適用可能板厚範囲は、圧
延前のスラブから鋼板に至るまでの厚減比を２．３以上
確保できる場合には、請求項１および２に記載の化学成
分で決定される焼入れ性の指標を参考に、最大２００ｍ
ｍ、最小２５ｍｍとした。板厚が上限値を超える場合に
は板厚中心の焼入れ性を十分に確保できなくなるため、
鋼材化学成分の再設計が必要となる。また、板厚が下限
値を下回る場合にはより安価な化学成分で本発明の技術
を実現可能であり、工業的に生産コストが高くなる。

【００３３】本発明の実施にあたっては、通常の高炉−
転炉を経る製銑−製鋼工程が適用でき、また電気炉法な
ど、種々の溶解−製錬工程を適用する事が可能である。
また、鋳造は連続鋳造でも造塊法でも良く、その他の炭
素鋼あるいは低合金鋼を造塊する方法は全て適用可能で
あって本発明の効果に何ら支障はない。さらにはこれら
工程に使用する耐火物などにも特段の制限はない。

【００３４】本発明の効果発現に重要な工程は熱間圧
延、あるいは鍛造であって、圧延前加熱温度、時間、冷
却、圧延開始温度、終了温度は特段の制限はないが、溶
接継手における有効Ｂの指標として重要なパラメータPD
H は圧延仕上げ温度の違いによって異なったパラメータ
PFB あるいはMFB をとることに留意して製造する必要が
ある。製造に際して圧延後の直接焼入れ技術を採用する
ことは好ましいが、必須の条件ではなく圧延、冷却後の
再加熱による焼入れ、焼準し、あるいはそれらの併用な
いしは繰り返しは何れも本発明の効果発現に支障を来さ
ず、適用することができる。

【００３５】組織制御後に機械的特性調整のためのいわ
ゆる焼鈍、あるいは応力除去などもまた本発明の効果に
何ら支障を与えず、単独であるいは併用してまたは繰り
返して適用することが可能であり、本発明技術の適用範
囲を拡大することができる。

【００３６】また、請求項１〜４に記載の技術を適用し
て製造した鋼板は、その目的が結実する対象である構造
物、すなわち高い応力が恒常的あるいは間欠的に負荷さ
れる溶接構造物、すなわち揚水発電用耐圧鋼管、石油、
天然ガス、水素燃料の配管、パイプライン等に適用さ
れ、社会の発展に貢献するもので、これら本発明鋼を適
用して製造した構造物もまた本発明の対象となる。

【００３７】

【実施例】請求項１および２に記載の鋼を真空溶解炉、
および通常の製銑−製鋼工程を経て転炉出鋼し、必要な
合金添加、脱ガス処理、２次精錬の後に１００kgのイン
ゴット、2ton〜300tonのスラブに鋳造し、その後９００
〜１２００℃に再加熱して７０％以上の板厚減少を伴う
圧下率で熱間圧延し、圧延終了と同時に水冷して直接焼
き入れ組織とするか、あるいは圧延まま放冷した後に９
００〜１１００℃に再加熱して水槽中に焼き入れ、マル
テンサイト〜下部ベイナイトの組織を有する鋼板試験片
を得た。表２に化学成分とＤ、ＰＦＢ、ＰＤＨの各計算
値を示す。なお、圧延開始温度および圧延終了温度は非
接触式の温度センサーで計測し、圧延終了温度が800 ℃
以下となった場合には、その温度降下量を記録した。こ
の時計算されたＰＦＢ代替パラメータＭＦＢを表２に併
記してある。続いて、鋼板試験片は５００〜７００℃の
各種温度で必要に応じて焼き戻し、強度を調整して全て
７８０ＭＰａ以上とした後に、１ｍ以上の溶接開先（45
度Ｖ開先）を有する試験片対を加工し、入熱１００００
〜５００００Ｊ／ｃｍの条件で通常のＧＴＡＷにて溶接
継手試験片を作成した。この溶接継手試験片からは、溶
接ままで板厚方向１／４厚み位置および１／２厚み位置
から、ノッチ位置に溶接ボンドが一致するようにＪＩＳ
４号２ｍｍＶノッチ衝撃試験片を採取し、靱性評価試験
に供した。

【００３８】靱性は−60℃における吸収エネルギーの値
をもって評価した。靱性値は１／４ｔ位置と１／２ｔ位
置の平均値を示している。同値は表２に併記した。本発
明鋼では、請求項１および２に記載の化学成分範囲にあ
って、かつ本発明に記載の技術思想を満たす場合、パラ
メータＰＤＨはどの場合も２００以上となり、溶接多重
熱サイクルを受けた溶接継手の靱性値が高いことが明ら
かである。表においてＤＱとあるは、本発明の請求項３
に記載の直接焼入れ工程を経て製造した鋼板であること
を示し、ＲＱとあるは、熱間圧延後一旦放冷して室温ま
で冷却し、しかる後に再度Ac3 変態点以上の温度に再加
熱して必要な時間保持し、後に水槽あるいは油槽中へ焼
入れ、もしくは水、ないしは汽水を鋼板に噴射すること
で焼入れ処理した鋼板であることを示す。また、ＤＱ＋
ＲＱとあるは、両工程を併用した工程である。

【００３９】なお、１５および１７番鋼は、圧延仕上げ
温度が８００℃以下となり、比較的低温で圧延したた
め、ＰＤＨを計算するために第(1) 式のPFB 値を直接使
用せず、請求項４に記載のMFB 値をPFB 値に代えて使用
している。図２には、表２のＰＤＨと−60℃におけるシ
ャルピー吸収エネルギーの値の関係を示した。この中
で、白丸のプロットは先の１５および１７番鋼のＰＤＨ
をPFB 値を用いてそのまま計算した結果であって、表２
のプロットは白丸のプロットから矢印の方向に平行移動
したものとなっている。このように比較的低温で圧延を
終了した鋼材については、多重サイクル溶接熱影響部に
おいてＢをより有効に使用できるＢの固溶、あるいは分
散状態が実現されており、高温圧延に比較してPDH の値
は見かけ上高く計算することで、本発明の第(1) 式を有
効な指標として拡大適用できることが判る。

【００４０】表３には従来技術に基づく設計思想のみ
で、あるいは擬似的な思想に基づいて本発明の範囲を外
れた成分設計で製造した鋼板の溶接継手の評価結果を化
学成分とともに示したものである。２３番鋼はＴｉ含有
量が低く、Ｂを有効利用できなかったことから溶接継手
の靱性が劣化した例、２４番鋼はＴｉを過剰に添加した
ため、粗大なＴｉ系炭窒化物を多量に析出し、Ｂの有効
活用は実現したものの、継手の靱性が確保できなかった
例、２５番鋼は窒素が過剰となり、Ｂによる継手靱性向
上効果が得られなかった例、第２６番鋼はＢが２ｐｐｍ
しか添加されず、PDH が低下して継手靱性が確保できな
かつた例、第２７番鋼はＢを過剰に添加したため、粒界
に粗大炭硼化物が多量に析出し、溶接継手靱性が確保で
きなかった例、第２８番鋼はＣｕを過剰添加したために
析出脆化と粒界脆化が同時に生起し、継手の靱性が確保
できなかった例、第２９番鋼はＮｉの添加量が少なく、
PDH が低下したために継手靱性が確保できなかった例、
第３０番鋼は、板厚が200mm を超え、板厚中心部まで低
温変態組織を実現できなかったため、靱性が低下した例
である。

【００４１】

【表１】

【００４２】

【表２】（本発明鋼）

【００４３】

【表３】（比較鋼）

【００４４】

【発明の効果】本発明は高張力鋼の多重溶接熱サイクル
を受けた溶接継手の靱性を安定して向上させる鋼板に関
し、その提供を工業的に可能ならしめるものである。ま
た、当該鋼板を用いた溶接構造物の製造を可能とする。

【図面の簡単な説明】

【図１】高張力鋼板の小入熱溶接によって多重熱サイク
ルを受けた溶接継手ボンド相当の組織を、熱サイクルシ
ミュレーションで実験室的に再現した場合の−60℃での
シャルピー吸収エネルギーと、継手靱性評価パラメータ
PDH の関係を示す図表であって、図表中の点線は横線が
吸収エネルギーのしきい値、縦線は高靱性確保に必要な
PDH のしきい値である。

【図２】本発明に記載の技術を適用して製造した高張力
鋼板の、小入熱溶接によって多重熱サイクルを受けた溶
接継手ボンドにおける−60℃でのシャルピー吸収エネル
ギーと、継手靱性評価パラメータPDH の関係を示す図表
であって、低温で圧延を終了した鋼板は、パラメータPD
H の計算を請求項４に則って実施し、その結果見かけ上
パラメータは増加して図表中○のプロットは矢印に従っ
て水平方向に移動し、●に再プロットされる例を示し
た。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者 徳納 一成 東京都千代田区大手町２−６−３ 新日本 製鐵株式会社内 (72)発明者 山本 智彦 愛知県東海市東海町５−３ 新日本製鐵株 式会社名古屋製鐵所内 (72)発明者 榑林 勝己 愛知県東海市東海町５−３ 新日本製鐵株 式会社名古屋製鐵所内 Ｆターム(参考） 4E002 AA07 AD07 BC07 BD07 CB01 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA09 AA11 AA14 AA16 AA19 AA21 AA22 AA24 AA26 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 BA01 CB02 CD06

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．２０、 Ｓｉ：０．０１〜０．５０、 Ｍｎ：０．５０〜２．００、 Ｎｉ：１．００〜４．５０、 Ｃｒ：０．１０〜１．００、 Ｍｏ：０．１０〜１．００、 Ｎｂ：０．００３〜０．０５０、 Ｖ ：０．０１０〜０．３０、 Ａｌ：０．００５〜０．０８０、 Ｂ ：０．０００５〜０．００５０ を含有し、加えて Ｔｉ：０．００３〜０．０５０ を含有し、上記各種元素濃度と、実験的パラメータから
   なる以下の式の値が２００以上であって、 PDH ＝Ｄ×（α×PFB ＋β) −−−−−−−−−−−−−−−−−−(1) ただし、Ｄは理想臨界焼入れ直径の値(inch) ＰＦＢ＝（含有Ｂppm)−11/14([ 含有Nppm] −14/48[含
   有Tippm]) α＝２、β＝２５ かつ Ｎ＜０．００７ Ｐ＜０．０３ Ｓ＜０．００５ Ｏ＜０．０１０ に制限し、 残部は実質的にＦｅおよびその他の不可避的不純物より
   なることを特徴とする、板厚が２５〜２００ｍｍである
   事を特徴とする、多重熱サイクルを受けた溶接熱影響部
   の靱性に優れる高張力鋼。
2. 【請求項２】請求項１に記載の鋼に、さらに質量％で、 Ｃｕ：０．００５〜１．０％、 Ｃｏ：０．００５〜１．０％、 を含有することを特徴とする、多重熱サイクルを受けた
   溶接熱影響部の靱性に優れる高張力鋼。
3. 【請求項３】請求項１または２に記載の高張力厚鋼板で
   あって、圧延終了温度が800 ℃以下の場合に、第(1) 式
   に記載のパラメータPFB を、圧延条件である圧延開始温
   度と圧延終了温度の差 ΔTR＝（圧延開始温度）−( 圧延終了温度) （℃） を用いた補正ＰＦＢ値であるＭＦＢ値 ＭＦＢ＝ＰＦＢ＋ΔTR/5 をＰＦＢ値の代わりに用いる時、第(1) 式の計算値が２
   ００を超える事を特徴とする、多重熱サイクルを受けた
   溶接熱影響部の靱性に優れる高張力鋼。
4. 【請求項４】請求項１〜３に記載の高張力鋼の製造に際
   し、熱間圧延工程における、圧延前の板厚／圧延後の板
   厚の値である厚減比が２．３以上であり、最終圧延の後
   に直接焼入れ、すなわち鋼板組織が低温変態を開始する
   前に冷媒による加速冷却を実施することを特徴とする高
   張力鋼の製造方法。