JP2007277623A - 溶接性と低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級高張力厚鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接性と低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級高張力厚鋼板を、Ｎｉ無添加で焼戻し熱処理を省略して製造する方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０５５％、Ｃｒ：０．６〜１．５％、Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、Ｎ：０．００１５〜０．００６０％を含有し、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値が０．１９〜０．２２％であり、焼入れ性指数ＤＩ値が１．７０〜２．５０である鋼片を、１０００〜１１７０℃に加熱し、９３０℃以上の温度範囲での累積圧下率を４０〜８０％とする粗圧延の後、７６０〜９００℃の範囲での累積圧下率を５０〜７０％とする仕上圧延を７６０℃以上で行い、引き続き、７００℃以上から冷却速度８〜８０℃／ｓｅｃの加速冷却を開始し、室温〜３５０℃で該加速冷却を停止する。
【選択図】なし

Description

本発明は、予熱フリーの高溶接性と継手低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級の高張力厚鋼板を、高価なＮｉを使用せず、かつ、圧延後の再加熱焼戻し処理を必要としない高い生産性と低コストのもとに製造する方法に関するものである。本発明鋼は、建設機械、産業機械、橋梁、建築、造船などの溶接構造物の構造部材として、板厚１２〜４０ｍｍの厚鋼板の形態で用いられるものである。

建設機械、産業機械、橋梁、建築、造船などの溶接構造部材として用いられる引張強さ７８０ＭＰａ級の高張力鋼板には、母材の高強度・高靭性の両立に加えて、構造部材の高強度化ニーズの増大、寒冷地での使用増加に伴い、予熱フリーの高溶接性と継手低温靭性、そしてこれら特性を全て満足し、かつ、廉価で、短工期で製造可能な７８０ＭＰａ級の厚鋼板が板厚４０ｍｍ程度まで要求されるようになってきた。すなわち、（ａ）母材高強度・高靭性、（ｂ）小入熱溶接時の予熱フリー化、（ｃ）継手低温靭性、の３つの特性全てを、廉価成分系で、短工期＋廉価製造プロセスにて満足する必要がある。

高溶接性を付与した７８０ＭＰａ級の高張力厚鋼板の従来の製造方法としては、例えば、特許文献１〜３に開示があるように、鋼板の圧延直後にオンラインで直接焼入れを行い、その後に焼戻し処理を行う、直接焼入れ、焼戻しによる方法がある。

非調質での７８０ＭＰａ級の高張力厚鋼板の製造方法に関しては、例えば、特許文献４〜８に開示があり、いずれも再加熱焼戻し熱処理が省略できる点では製造工期、生産性に優れる製造方法である。このうち、特許文献４〜７は、鋼板の圧延後の加速冷却を途中で停止する、加速冷却−途中停止プロセスによる製造方法であり、特許文献８は圧延後空冷で室温まで冷却する製造方法である。

特開平０３−２３２９２３号公報 特開平０９−２６３８２８号公報 特開２０００−１６０２８１号公報 特開２０００−３１９７２６号公報 特開２００５−１５８５９号公報 特開２００４−０５２０６３号公報 特開２００１−２２６７４０号公報 特開平０８−１８８８２３号公報

しかしながら、特許文献１〜３に開示の従来技術では再加熱焼戻し熱処理が必要となり、製造工期、生産性、製造コストに問題があるため、再加熱焼戻し熱処理が省略できるいわゆる非調質の製造方法への要求が強い。また、特許文献４に開示された製造方法ではその実施例に記載があるように溶接時に５０℃以上での予熱が必要であり、予熱フリーの高溶接性を満足することができない。さらに、特許文献５に開示された製造方法では０．６％以上のＮｉ添加が必要なため高価な成分系となり製造コスト上問題がある。特許文献６に開示された製造方法では、実施例に記載の板厚１５ｍｍまでしか製造できず、板厚４０ｍｍまでの板厚要求を満足できない。さらに、板厚１５ｍｍにおいても、Ｃ含有量が少なく継手のミクロ組織が粗粒となり十分な継手低温靭性が得られない問題もある。特許文献７に開示された製造方法では、実施例に記載があるように１．０％程度のＮｉ添加が必要なため高価な成分系となり製造コスト上問題がある。特許文献８に開示された製造方法は実施例に記載の板厚１２ｍｍまでしか製造できず、板厚４０ｍｍまでの板厚要求を満足できない。さらに、その圧延条件の特徴としてフェライトとオーステナイトの二相温度範囲で累積圧下率１６〜３０％の圧延を行うため、フェライト粒が粗大化しやすく板厚１２ｍｍの製造においても強度、靭性が低下しやすい問題もある。

以上のように、母材の高強度と高靭性、高溶接性、継手の低温靭性の全てを、高価合金元素のＮｉを無添加で、かつ、圧延冷却後の再加熱焼戻し熱処理を省略した上で満足可能な高張力厚鋼板の製造方法は、需要家の要望が強いにもかかわらず、未だ発明されていないのが現状である。母材強度７８０ＭＰａ級の厚鋼板では、予熱フリー化に及ぼす板厚の影響は非常に大きい。板厚１２ｍｍ未満では、予熱フリー化が比較的容易に達成できる。これは板厚１２ｍｍ未満であれば水冷時の鋼板の冷却速度を板厚中心部でも１００℃／ｓｅｃ以上と非常に大きくすることが物理的に可能なことによる。この場合、Ｃや合金元素を多量に添加しなくとも、高冷却速度により硬いマルテンサイトやベイナイト組織が得られ、７８０ＭＰａ級の強度が得られる。そして合金元素添加量の少ない薄手７８０ＭＰａ鋼では予熱しなくても溶接熱影響部の硬さを低く抑えることができ、予熱フリーでも溶接割れを防止できる。一方で、板厚が厚くなると、水冷時の冷却速度は小さくなる。このため薄手鋼板と同一成分では焼入れ不足から厚手鋼板の強度は低下し、７８０ＭＰａ級の強度を満足できなくなる。特に冷却速度が最も小さくなる板厚中心部（１／２ｔ部）での強度低下が顕著である。冷却速度が８℃／ｓｅｃを下回るような板厚４０ｍｍを超える厚手鋼板になると母材強度確保に合金元素の多量添加が必須となり、予熱フリー化は極めて困難となる。

そこで、本発明は、母材の高強度と高靭性、高溶接性、継手低温靭性の全てを、高価合金元素のＮｉ無添加で、かつ、圧延冷却後の再加熱焼戻し熱処理を省略した上で満足可能な、溶接性と低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級高張力厚鋼板の製造方法を提供することを目的とするものである。

なお、本発明が対象とする具体的な鋼板の特性は、以下のとおりである。
（ａ）母材の板厚中心部において、引張強さ７８０ＭＰａ以上、降伏応力６８５ＭＰａ以上、−８０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上
（ｂ）ｙ割れ試験時の必要予熱温度が２５℃以下
（ｃ）溶接入熱３．０ｋＪ／ｍｍでのサブマージアーク溶接（ＳＡＷ）継手の溶接熱影響部（ＨＡＺ部）のシャルピー吸収エネルギーが−４０℃で６０Ｊ以上

また、本発明が対象とする鋼板の板厚は、１２〜４０ｍｍである。

本発明者らは、上述した課題を解決するために、Ｎｉ無添加の成分系で圧延後直接焼入れによる製造を前提に、母材、溶接継手につき数多くの検討を行った。解決が困難であった課題は２つあり、その１つは、Ｎｉ無添加での継手低温靭性の確保である。この課題に対し、溶接入熱３．０ｋＪ／ｍｍ程度でのサブマージアーク溶接（ＳＡＷ）継手の熱影響部（ＨＡＺ）靭性における添加成分の影響につき種々検討を行った結果、Ｃ添加量を０．０３％以上、０．０５５％以下に厳格に規制し、Ｂを添加した上で、焼入れ性指数ＤＩ値で評価し得る鋼の焼入れ性を１．７０以上、２．５０以下の最適範囲とし、その上さらに、Ｍｏ、Ｖ、Ｓｉの３元素を３元素とも極力添加しない場合に限り、Ｎｉ無添加で、−４０℃で良好な継手靭性が得られることを新規に知見した。

この新規知見に基づき、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｓｉを添加せず、上述のＣ量、ＤＩ値の範囲を満足するＢ添加成分系につき、小入熱溶接時の予熱フリーの実現に向け、添加成分に関する検討を行った結果、Ｐｃｍ値で評価し得る溶接割れ感受性指数を０．２２％以下に規制することで、ｙ割れ試験時の必要予熱温度を２５℃以下とすることができ、予熱フリー化が可能となることがわかった。

しかしながら、解決が困難であった課題のもう１つは、Ｐｃｍ値０．２２％以下を前提にした場合の、板厚４０ｍｍまでの板厚方向全厚に亘る母材強度・靭性の両立であった。これに対し、Ｂ添加鋼におけるＮｂ添加量と圧延条件につき種々検討した結果、Ｎｂ添加量を０．０２％以上、０．０５％以下とした上で、圧延条件をオーステナイト再結晶温度域である９３０℃以上と、未再結晶温度域である７６０℃以上、９００℃以下の、２つの温度域での累積圧下率を、夫々厳格に規制し、さらに、Ｍｎを１．２％以上、かつ、Ｃｒを０．６％以上添加した上で、Ｐｃｍ値にて０．１９％以上を満足するようにＭｎとＣｒを添加し、圧延直後に７００℃以上から室温以上３５０℃以下まで冷却速度８℃／ｓｅｃ以上、８０℃／ｓｅｃ以下にて冷却することで、初めて、板厚４０ｍｍまでの板厚方向全厚に亘る母材強度・靭性の両立、具体的には、引張強さ７８０ＭＰａ以上、降伏応力６８５ＭＰａ以上、−８０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上を満足可能となることを新規に知見した。

本発明は、以上のような新規知見に基づき成されたものであって、その要旨は次のとおりである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０５５％、Ｍｎ：１．２〜２．３％、Ｃｒ：０．６〜１．５％、Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ａｌ：０．００３〜０．０８％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、Ｎ：０．００１５〜０．００６０％を含有し、さらに、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｍｏ：０．０９％以下、Ｓｉ：０．０９％以下、Ｖ：０．０３％以下に制限し、下記に示される溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値が０．１９〜０．２２％であり、かつ、下記に示される焼入れ性指数ＤＩ値が１．７０〜２．５０であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片または鋳片を、１０００〜１１７０℃に加熱し、９３０℃以上の温度範囲での累積圧下率を４０〜８０％とする粗圧延の後、７６０〜９００℃の範囲での累積圧下率を５０〜７０％とする仕上圧延を７６０℃以上で行い、これに引き続き、７００℃以上から冷却速度が８〜８０℃／ｓｅｃとなる加速冷却を開始し、室温〜３５０℃で該加速冷却を停止することを特徴とする、溶接性と継手低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級の高張力厚鋼板の製造方法。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
ＤＩ＝０．３６７（［Ｃ］^1/2）（１＋０．７［Ｓｉ］）（１＋３．３３［Ｍｎ］）（１＋０．３５［Ｃｕ］）（１＋０．３６［Ｎｉ］）（１＋２．１６［Ｃｒ］）（１＋３．０［Ｍｏ］）（１＋１．７５［Ｖ］）（１＋１．７７［Ａｌ］）
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ａｌ］、［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。
（２） さらに、質量％で、Ｃｕ：０．２０％以下を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の溶接性と継手低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級の高張力厚鋼板の製造方法。
（３） さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の溶接性と継手低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級の高張力厚鋼板の製造方法。

本発明によれば、高強度化ニーズの強い建設機械、産業機械、橋梁、建築、造船などの溶接構造物の構造部材として好適な、予熱フリーの高溶接性と継手低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級の板厚１２〜４０ｍｍの高張力厚鋼板を、高価なＮｉを使用せず、かつ、圧延後の再加熱焼戻し処理を必要としない高い生産性と低コストのもとに製造することができ、その産業界へもたらす効果は極めて大きい。

以下に、本発明における各成分および圧延条件等の製造方法の限定理由を説明する。

Ｃは、継手の低温靭性を良好とするために、その添加量を０．０３％以上、０．０５５％以下の範囲に限定する。

Ｍｎは、母材強度・靭性の両立のために、１．２％以上の添加が必要である。２．３％を超えて添加すると中心偏析部において靭性に有害な粗大なＭｎＳが生成する傾向にあり、板厚中心部の母材靭性の低下をもたらす場合があるので、上限を２．３％とする。

Ｃｒは、母材強度・靭性の両立のために、０．６％以上の添加が必要である。１．５％を超えて添加すると板厚中心部の母材靭性の低下をもたらす場合があるので、上限を１．５％とする。

Ｎｂは、母材の強度・靭性の両立のために、０．０２％以上の添加が必要である。０．０５％を超えて添加すると、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）としての析出Ｃ量が増加し、固溶Ｃ量減少による焼入性低下のため、特に厚手材の板厚中心部において目標とする母材強度が得られない場合があるので、上限を０．０５％とする。

Ｂは、焼入れ性を高め、良好な継手低温靭性と母材高強度・高靭性を得るため、０．０００５％以上の添加が必要である。０．００２０％を超えて添加すると焼入れ性が低下し、良好な継手低温靭性や十分な母材高強度・高靭性が得られない場合があるので、上限を０．００２０％とする。

Ａｌは、通常脱酸元素として添加される範囲の０．００３％以上、０．０８％以下を含有範囲とする。

ＴｉとＮは、微細なＴｉＮ粒子を形成し、溶接熱影響部のオーステナイト粒粗大化防止を通して継手靭性を良好にするのに有効である。また、Ｔｉは、Ｂ添加鋼の焼入性安定化に一定の効果を有する。これは、固溶Ｎが、ＢＮ形成による固溶Ｂ量減少を通して焼入性低下を招くが、Ｔｉを添加し固溶ＮをＴｉＮとして析出させることで固溶Ｂの焼入性向上効果が安定して得られることによる。これら効果を両立させて得るためには、０．００５％以上のＴｉと０．００１５％以上のＮの添加が必要である。粗大なＴｉＮ粒子による継手低温靭性低下と過剰Ｎによる焼入性低下の両方を抑制するため、Ｔｉ添加量は０．０１５％、Ｎ添加量は０．００６０％を上限とする。

Ｐは、母材および継手の低温靭性を低下させるため含有しないことが望ましい。不可避的に混入する不純物元素としての許容値は０．０２％以下である。

Ｓは、母材および継手の低温靭性を低下させるため含有しないことが望ましい。不可避的に混入する不純物元素としての許容値は０．００５０％以下である。

Ｍｏ、Ｓｉ、Ｖは、本発明において特に重要な意味を持つ元素であり、これら３元素を３元素とも極力含有しない場合に限り、Ｎｉ無添加で、−４０℃で良好な継手靭性が得られる。これら３元素のうち、１元素でも添加するとＨＡＺ部に脆化組織である島状マルテンサイトが１μｍ程度以下の微細な形態で生成し易くなるのに対し、３元素とも無添加の場合はこの微細な島状マルテンサイトが生成しない。これが、３元素とも無添加の場合に限り、継手の低温靭性が良好となる理由と考えられる。これら３元素は極力含有しないことが望ましいが、不可避的に混入する不純物元素として、あるいはＰｃｍ値、ＤＩ値の最適化等のための極微量添加の許容上限値は、Ｍｏ、Ｓｉが０．０９％以下、Ｖが０．０３％以下である。より好ましくは、Ｍｏ、Ｓｉは０．０５％以下、Ｖは０．０１％以下である。なお、Ｍｏ、ＶはＮｉと同様に高価な元素であるので、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖを添加せずに良好な特性が得られる本発明は、合金コストの点から、単にＮｉ無添加とする以上に大きなメリットがある。

Ｃｕは、Ｐｃｍ値、ＤＩ値の規制範囲内で添加しても良い。ただし、Ｎｉ無添加でＣｕを０．２％以上添加すると、鋼片、鋼板の表面割れの発生による製造工期、生産性、製造コストが問題となる懸念があるため、添加量は０．２０％以下とする。

ＭｇおよびＣａの１種または２種を添加することにより、硫化物や酸化物を形成して母材靭性および継手低温靭性を高めることができる。この効果を得るためにはＭｇあるいはＣａはそれぞれ０．０００５％以上の添加が必要である。しかし、０．０１％を超えて過剰に添加すると粗大な硫化物や酸化物が生成するためかえって靭性を低下させることがある。したがって、添加量をそれぞれ０．０００５％以上、０．０１％以下とする。

本発明ではＮｉは添加しない。しかし、Ｎｉが、スクラップ原料等から不可避的に混入する場合は、含有していても高コストとはならないため本発明の範囲内である。

溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値は０．２２％以下にしないと溶接時の予熱をフリーにできないので、その上限を０．２２％以下とする。Ｐｃｍ値が０．１９％未満となると、母材の高強度・高靭性を満足できないので、その下限を０．１９％とする。
ここで、Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］であり、この式中の［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。

焼入れ性指数ＤＩ値は１．７０未満ではＨＡＺ部の焼入れ性が不十分となり、脆化組織である島状マルテンサイトを含む粗大なベイナイト組織が生成し継手低温靭性が低下する。このため１．７０を下限とする。ＤＩ値が２．５０を超えるとＨＡＺ部の組織そのものが低靭性のマルテンサイトとなり継手低温靭性が低下するため、その上限を２．５０とする。
ここで、ＤＩ＝０．３６７（［Ｃ］^1/2）（１＋０．７［Ｓｉ］）（１＋３．３３［Ｍｎ］）（１＋０．３５［Ｃｕ］）（１＋０．３６［Ｎｉ］）（１＋２．１６［Ｃｒ］）（１＋３．０［Ｍｏ］）（１＋１．７５［Ｖ］）（１＋１．７７［Ａｌ］）
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ａｌ］、［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。

次に、成分組成以外の製造方法について述べる。

鋼片または鋳片の加熱温度は、Ｎｂの炭窒化物であるＮｂ（Ｃ，Ｎ）を十分に固溶させるために、１０００℃以上とする必要がある。１１７０℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化して靭性低下の原因になる。特に本発明のＮｉ無添加でＢとＮｂを添加したＣ含有量の少ない成分系では加熱時の初期オーステナイト粒を細粒にしておかないと、良好な母材靭性が得られない。このため、その上限を１１７０℃とする。

オーステナイト再結晶温度域での累積圧下率は、オーステナイト粒を十分に等方的に細粒化して、母材の高強度と高靭性を得るために４０％以上とする必要がある。本発明鋼の十分なオーステナイト再結晶温度域は９３０℃以上である。このため、９３０℃以上での累積圧下率を４０％以上とする必要がある。ここで、累積圧下率とは、９３０℃以上での粗圧延の総圧下厚を、粗圧延開始厚すなわち鋼片または鋳片厚で除し％表示したものである。累積圧下率が８０％を超えると圧延時間が長時間となり生産性が低下するため、その上限を８０％とする。

オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率は、オーステナイト粒を十分に板厚方向に細粒化して、母材の高強度と高靭性を得るために５０％以上とする必要がある。本発明鋼の十分なオーステナイト未再結晶温度域は９００℃以下である。このため、９００℃以下での累積圧下率を５０％以上とする必要がある。ここで、累積圧下率とは、９００℃以下での仕上圧延の総圧下厚を、仕上圧延開始厚で除し％表示したものである。累積圧下率が７０％を超えると過剰な圧延歪の蓄積により局部的にフェライトが生成し母材の高強度・高靭性が得られないので、その上限を７０％とする。同じように、圧延温度が７６０℃を下回ると過剰な圧延歪の蓄積により局部的にフェライトが生成し母材の高強度・高靭性が得られないので、圧延温度の下限を７６０℃に規制する。

圧延後の加速冷却の開始温度は、７００℃未満の場合、局部的にフェライトが生成し、母材の高強度・高靭性が得られないので、その下限温度を７００℃とする。

加速冷却の冷却速度が８℃／ｓｅｃ未満の場合、局部的にフェライトが生成し、母材の高強度・高靭性が得られないので、その下限値を８℃／ｓｅｃとする。上限は水冷により安定して実現可能な８０℃／ｓｅｃとする。

加速冷却の停止温度が３５０℃より高いと、特に板厚３０ｍｍ以上の厚手材の板厚中心部において、焼入れ不足によるフェライト、上部ベイナイトや島状マルテンサイトの生成量が増加し、母材の高強度・高靭性が得られないので、停止温度の上限を３５０℃とする。停止温度の下限は室温であるが、鋼板の脱水素の点で、より好ましい停止温度は１００℃以上である。

表１〜３に示す成分組成の鋼を溶製して得られた鋼片を、表４〜７に示す製造条件にて板厚１２〜４０ｍｍの鋼板とした。これらのうち表４の１−Ａ〜２０―Ｔは本発明鋼であり、表５〜７の２１―Ｕ〜７４−Ｑは比較例である。表中、下線で示す数字と記号は成分または圧延条件等の製造条件が特許範囲を逸脱しているか、あるいは特性が下記の目標値を満足していないものである。なお、表１〜３のＮｉ量は不可避的不純物元素としての含有量である。

これらの鋼板についての母材強度、靭性と、溶接性、継手低温靭性の評価結果を表４〜７に示す。母材強度は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定の、１Ａ号全厚引張試験片あるいは４号丸棒引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の方法で測定した。引張試験片は板厚２０ｍｍ以下では１Ａ号全厚引張試験片を採取し、板厚２０ｍｍ超では４号丸棒引張試験片を板厚の１／４部（１／４ｔ部）と板厚中心部（１／２ｔ部）より採取した。母材靭性は、板厚中心部から圧延方向に直角な方向にＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定の衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定の方法で−８０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−８０）を求めて評価した。溶接性はＪＩＳ Ｚ ３１５８に規定の方法で、入熱１．７ｋＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行い、ルート割れ防止に必要な予熱温度を求めて評価した。溶接熱影響部靭性は、ルートギャップを有する角度２０°のＶ型開先を用いて入熱量３ｋＪ／ｍｍのＳＡＷ溶接（電流５００Ａ、電圧３０Ｖ、速度３０ｃｍ／ｍｉｎ）を行い、板厚中心部（１／２ｔ部）よりノッチ底が溶融線（フュージョン・ライン）をできるだけ多く含むようにＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定の衝撃試験片を採取して、−４０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−４０）にて評価した。各特性の目標値はそれぞれ母材降伏応力が６８５ＭＰａ以上、母材引張強さが７８０ＭＰａ以上、母材のｖＥ−８０が１００Ｊ以上、必要予熱温度が２５℃以下、継手の低温靭性がｖＥ−４０にて６０Ｊ以上とした。

実施例１−Ａ〜２０−Ｔは、いずれも母材降伏応力が６８５ＭＰａ以上、母材引張強さが７８０ＭＰａ以上、母材のｖＥ−８０が１００Ｊ以上、必要予熱温度が２５℃以下、継手の低温靭性がｖＥ−４０にて６０Ｊ以上である。

これに対して、以下の比較例は、母材の降伏応力や引張強さが不足する。すなわち、比較例２１−ＵはＣ添加量が少ないため、２５−ＹはＭｎ添加量が少ないため、２９−ＡＣはＣｒ添加量が少ないため、３４−ＡＨはＮｂ添加量が多いため、４４−ＡＲ、４５−ＡＳ、４８−ＡＶはＰｃｍ値が低いため、５３−Ａは加熱温度が低いため、５９−Ｄ、６０−Ｄは７６０℃以上９００℃以下での累積圧下率が７０％を超えるため、６１−Ｅ、６２−Ｅ、６９−Ｑは圧延終了温度が７６０℃を下回るため、６３−Ｆ、６４−Ｆ、７０−Ｑは水冷開始温度が７００℃を下回るため、６５−Ｇ、６６−Ｇ、７１−Ｑは冷却速度が８℃／ｓｅｃを下回るため、６７−Ｈ、６８−Ｈ、７２−Ｑ、７３−Ｑは冷却停止温度が３５０℃を上回るため、母材の降伏応力や引張強さが不足する。

また、以下の比較例は、母材靭性が不足する。すなわち、比較例２２−ＶはＣ添加量が多いため、２６−ＺはＭｎ添加量が多いため、２８−ＡＢはＳ含有量が多いため、３０−ＡＤはＣｒ添加量が多いため、３３−ＡＧはＮｂ添加量が少ないため、３４−ＡＨはＮｂ添加量が多いため、４１−ＡＯ、４２−ＡＰ、４３−ＡＱはそれぞれＮ、Ｃａ、Ｍｇ添加量が多いため、４４−ＡＲ、４５−ＡＳ、４８−ＡＶはＰｃｍ値が低いため、５３−Ａは加熱温度が低いため、５４−Ａは加熱温度が高いため、５５−Ｂ、５６−Ｂは９３０℃以上での累積圧下率が４０％を下回るため、５７−Ｃ、５８−Ｃは７６０℃以上９００℃以下での累積圧下率が５０％を下回るため、５９−Ｄ、６０−Ｄは７６０℃以上９００℃以下での累積圧下率が７０％を超えるため、６１−Ｅ、６２−Ｅ、６９−Ｑは圧延終了温度が７６０℃を下回るため、６３−Ｆ、６４−Ｆ、７０−Ｑは水冷開始温度が７００℃を下回るため、６５−Ｇ、６６−Ｇ、７１−Ｑは冷却速度が８℃／ｓｅｃを下回るため、６７−Ｈ、６８−Ｈ、７２−Ｑ、７３−Ｑは冷却停止温度が３５０℃を上回るため、母材靭性が不足する。

また、比較例４６−ＡＴ、４７−ＡＵ、５２−ＡＺはＰｃｍ値が高いため、必要予熱温度を満足しない。

また、以下の比較例は、継手低温靭性を満足しない。すなわち、比較例２１−ＵはＣ添加量が少ないため、２２−ＶはＣ添加量が多いため、２３−Ｗ、２４−ＸはＳｉ添加量が多いため、２７−ＡＡ、２８−ＡＢはそれぞれＰ、Ｓ含有量が多いため、３１−ＡＥ、３２−ＡＦはＭｏ添加量が多いため、３５−ＡＩ、３６−ＡＪはＶ添加量が多いため、３７−ＡＫはＴｉ添加量が少ないため、３８−ＡＬはＴｉ添加量が多いため、３９−ＡＭはＢ添加量が少ないため、４０−ＡＮ、４１−ＡＯ、４２−ＡＰ、４３−ＡＱはそれぞれＢ、Ｎ、Ｃａ、Ｍｇ添加量が多いため、４８−ＡＶ、４９−ＡＷはＤＩ値が低いため、４６−ＡＴ、５０−ＡＸ、５１−ＡＹ、５２−ＡＺはＤＩ値が高いため、いずれも継手低温靭性を満足しない。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０３〜０．０５５％、
   Ｍｎ：１．２〜２．３％、
   Ｃｒ：０．６〜１．５％、
   Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、
   Ａｌ：０．００３〜０．０８％、
   Ｂ ：０．０００５〜０．００２０％、
   Ｎ ：０．００１５〜０．００６０％
   を含有し、さらに
   Ｐ ：０．０２％以下、
   Ｓ ：０．００５０％以下、
   Ｍｏ：０．０９％以下、
   Ｓｉ：０．０９％以下、
   Ｖ ：０．０３％以下
   に制限し、下記に示される溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値が０．１９〜０．２２％であり、かつ、下記に示される焼入れ性指数ＤＩ値が１．７０〜２．５０であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片または鋳片を、１０００〜１１７０℃に加熱し、９３０℃以上の温度範囲での累積圧下率を４０〜８０％とする粗圧延の後、７６０〜９００℃の範囲での累積圧下率を５０〜７０％とする仕上圧延を７６０℃以上で行い、これに引き続き、７００℃以上から冷却速度が８〜８０℃／ｓｅｃとなる加速冷却を開始し、室温〜３５０℃で該加速冷却を停止することを特徴とする、溶接性と継手低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級の高張力厚鋼板の製造方法。
   Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
   ＤＩ＝０．３６７（［Ｃ］^1/2）（１＋０．７［Ｓｉ］）（１＋３．３３［Ｍｎ］）（１＋０．３５［Ｃｕ］）（１＋０．３６［Ｎｉ］）（１＋２．１６［Ｃｒ］）（１＋３．０［Ｍｏ］）（１＋１．７５［Ｖ］）（１＋１．７７［Ａｌ］）
   ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ａｌ］、［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。
2. さらに、質量％で、
   Ｃｕ：０．２０％以下
   を含有することを特徴とする、請求項１に記載の溶接性と継手低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級の高張力厚鋼板の製造方法。
3. さらに、質量％で、
   Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
   Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
   の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の溶接性と継手低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級の高張力厚鋼板の製造方法。