JP2011153366A - レーザ溶接用またはレーザ・アークハイブリッド溶接用の引張強さが１１００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 レーザ・アークハイブリッド溶接により溶接される、主たる組織がマルテンサイトである引張強さが１１００ＭＰａ以上の超高張力鋼板において、鋼板、継手の良好な靭性を確保し、かつ、溶接熱影響部の軟化を抑制して、継手の引張強さも合わせて１１００ＭＰａ以上を確保できる超高張力鋼板の製造方法を提供することを課題とする。
【解決手段】 各元素の成分範囲を適正化し、かつ、鋼板の変態組織を確実にマルテンサイト組織とするために炭素当量を０．４５〜１．２％とし、さらに、溶接熱影響部の軟化を抑制するために、析出強化元素に係わるＮｂ当量を０．０９〜０．８０％とした鋼片を用いて、再加熱焼入や加工熱処理工程によって鋼板を製造するに際して、特に溶接熱影響部軟化抑制のために、６００℃以上から開始し４５０℃以上で終了する、冷却速度が２〜１００℃／ｓの加速冷却を行うことを特徴とする。
【選択図】 なし

Description

本発明は、たとえば、建設機械、産業機械などの分野において用いられる、レーザ溶接あるいはガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザ・アークハイブリッド溶接により溶接される、主たる組織がマルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）である超高張力鋼板、より具体的には引張強さが１１００ＭＰａ以上の超高張力鋼板の製造方法に関わるものである。

近年、構造物の大型化、性能向上が求められ、厚鋼板を中心に高強度化の要求が高まってきている。また、建設機械においても、大型化、性能向上の要求が強く、そのため、部材の軽量化が求められ、そのため、使用される鋼材も、高強度化が進んでいる。特にクレーン等の建設機械においては、従来、引張強さが５９０ＭＰａ級まで使われていたものが、最近は、７８０ＭＰａ級から、さらには９５０ＭＰａ級鋼が使用されるようになってきており、高強度化が他分野に比べて進んでいる。ごく最近では引張強さが９５０ＭＰａを超える、１１００ＭＰａ級や１２００ＭＰａ級の超高張力鋼板が用いられ始めており、引張強さ１４００ＭＰａ級の鋼板の使用も試みられている。

一方、これらの鋼材、鋼板は一般的に溶接により接合されるが、引張強さが９５０ＭＰａ級までは、ごく一般的に用いられる、手溶接用（ＳＭＡＷ）、ガスシールドアーク溶接用（ＭＡＧ溶接、ＣＯ_２溶接等）やサブマージアーク溶接用に、溶接金属の強度が鋼材強度よりも高い、いわゆる強度オーバーマッチの溶接材料が工業的に提供されており、最近においては、特許文献１に開示されているような、さらなる高強度鋼用のガスシールドアーク溶接用溶接ワイヤが開発されつつあるが、引張強さが９５０ＭＰａ級を超える超高張力鋼材、特に引張強さが１１００ＭＰａ以上の鋼材を手溶接（ＳＭＡＷ）、ガスシールドアーク溶接（ＭＡＧ溶接、ＣＯ_２溶接等）やサブマージアーク溶接で溶接しようとすると、溶接金属の靱性や延性、また、溶接金属や鋼材側の溶接による熱履歴によって組織が変化した溶接熱影響部（以降、ＨＡＺと称する場合もある）における耐低温割れ性、耐高温割れ性を同時に確保することが非常に難しい。そのため、引張強さが１１００ＭＰａ以上の超高張力鋼の要求は強いものの、該高張力鋼をオーバーマッチでかつ、十分な靱性を有し、さらに割れを生じない健全な溶接継手を作製できる、溶接材料、溶接技術が存在しないために、その使用がなかなか進んでいない。なお、鋼材についても、例えば、特許文献２に溶接用鋼の製造方法が開示されているが、溶接熱影響部の強度や靭性については何ら開示されていないことから推察されるように、種々の溶接法、広い溶接入熱範囲に対応して継手として優れた特性を発揮できる鋼材は確立されていないのが現状である。

前記のように、超高張力鋼の溶接において、強度確保や靱性確保、低温割れ、高温割れの抑制は多層盛溶接となる前記の一般的なアーク溶接方法では解決することが容易ではなく、また、靱性確保や割れ回避のために溶接入熱を下げる必要から溶接パス数の増加が避けられず、溶接能率も劣るため、新たな溶接技術とこれに対応した高張力鋼板が求められている。

特開２００６−１１０５８１号公報 特開２００６−０４５６４４号公報

これらの問題を解決する手段として、溶接方法をアーク溶接によらず、エネルギー密度の高いレーザ溶接やレーザとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザ・アークハイブリッド溶接による１パス溶接が考えられる。レーザ溶接やレーザとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザ・アークハイブリッド溶接によれば、溶接金属は再熱を受けないため、高強度化が容易となり、その結果、靱性確保の成分設計の自由度が広がり、かつ、溶接金属中のＯ含有量や不純物量を低くすることが可能であるため、靱性確保が容易となる。また、不純物元素量が少ないことと、特有の凝固挙動に起因して高温割れも起こしにくいことから、溶接金属部の特性確保のためには、溶接方法として、レーザ溶接やレーザとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザ・アークハイブリッド溶接によることが好ましい。

しかしながら、これらの溶接方法では従来のアーク溶接による多パス溶接と異なり、後続溶接パスによる再熱を全く受けないことから、鋼材の溶接熱影響部の受ける熱履歴が異なり、その結果、従来、特許文献２に開示されているような、実質的に多パスアーク溶接を前提としている鋼材をそのまま用いたのでは、溶接熱影響部の軟化が顕著で、継手強度を確保することが難かしかったり、溶接熱影響部の靱性が劣化する可能性が大きい。すなわち、引張強さが１１００ＭＰａ以上の超高張力鋼板の溶接に、レーザ溶接やレーザとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザ・アークハイブリッド溶接を用いるためには、当該溶接に適した引張強さが１１００ＭＰａ以上の超高張力鋼板を提供することが課題となる。

本発明においては、より具体的には、母材特性として、引張強さが１１００ＭＰａ以上で−４０℃における２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーが２７Ｊ以上であるとともに、溶接熱影響部の大幅な軟化や靱性劣化がなく、溶接継手としての引張強さも１１００ＭＰａ以上、溶接熱影響部における−４０℃における２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーも２７Ｊ以上を確保できる高張力鋼板の製造方法を提供することを課題とする。当然ながら、同時に、溶接熱影響部における耐高温割れ性や耐低温割れ性が十分高い高張力鋼板であることを前提とする。

鋼材または鋼板において、引張強さが１１００ＭＰａ以上の高強度を達成し、同時に靱性や耐割れ性を確保するようとすると、極力低Ｃで強度を高める必要があり、従って、鋼の金属組織はマルテンサイト組織とする必要がある。一方、マルテンサイト組織は固溶Ｃ量や転位密度が高いことに起因してその強度が発現するため、焼戻し程度の熱処理によって強度が大きく低下する。そのため、なるべく低Ｃで高強度とするために焼入ままや低温焼戻し処理としたマルテンサイト鋼では、溶接熱影響部での強度低下が著しく、溶接継手引張試験を行うと、鋼材の強度が高くとも、軟化の著しい溶接熱影響部で破断するため、溶接継手としての強度が鋼材よりも大きく低下する。

また、一般的にはマルテンサイト組織は焼入ままでは靱性が低く、焼戻し等の再加熱を受けたときの方が靱性が良好となる。多層盛溶接で溶接継手を作製した場合は、溶接熱影響部の大部分はマルテンサイトが再熱を受けることになり、この再熱効果により靱性を保っている場合が多い。そのような鋼材に１パス溶接となるレーザ溶接やレーザとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザ・アークハイブリッド溶接を施すと、溶接熱影響部は再熱を受けない変態ままのマルテンサイト組織のみから構成されるため、靱性が低くなる。なお、本発明は鋼の組織をマルテンサイト前提とするが、本発明におけるマルテンサイト組織とは、強度を高めることを目的としたもので、強度に悪影響を及ぼさない限り、数％程度までの他のミクロ組織、例えば、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトが含まれているものも包含するものとする。

そこで、本発明者らは、レーザ溶接やレーザとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザ・アークハイブリッド溶接における鋼材の溶接熱影響部の熱履歴、すなわち、融点近傍から焼戻し温度域にまで急速昇温で再加熱され、比較的速い冷却速度で冷却され、その後の再熱を受けない熱履歴の場合の、強度、靱性と鋼材の成分組成、製造条件との関係を詳細に研究した結果、レーザ溶接やレーザとガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザ・アークハイブリッド溶接において、溶接熱影響部が高い靱性を有し、かつ、極端な軟化を生じずに、継手として母材以上の強度を発揮できる鋼材の成分組成、製造方法を新たに発明した。その発明の要旨とするところは下記に示す通りである。

（１）レーザ溶接用またはレーザ溶接とガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザ・アークハイブリッド溶接用の、引張強さが１１００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法であって、
質量％で、
Ｃ ：０．１２〜０．２０％、
Ｓ ｉ：０．０３〜１．０％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２〜０．１％、
Ｎｉ：０．６〜６％、
Ｎ ：０．００１〜０．０１％
をそれぞれ含有し、さらに、
Ｃｒ：０．１〜３％、
Ｍｏ：０．０５〜２％、
Ｗ ：０．１０〜２％、
Ｖ ：０．１２〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、
Ｔａ：０．００５〜０．５０％、
Ｚｒ：０．００５〜０．５０％
のうちの１種または２種以上を含有し、かつ、下記［１］式により定義されるＮｂ当量が０．０９〜０．８０％であり、下記［２］式により定義される炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４５〜１．２％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼片を、熱間で鋼板に圧延した後、該鋼板をＡｃ３変態点〜１０００℃の温度域に再加熱後、６００℃以上から開始し、４５０℃以上で終了する、冷却速度が２〜１００℃／ｓの加速冷却を行うことを特徴とする、レーザ溶接用またはレーザ・アークハイブリッド溶接用の引張強さが１１００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
Ｎｂ当量＝Ｎｂ％＋０．３５Ｍｏ％＋０．２０Ｗ％＋０．７５Ｖ％＋０．３０Ｔａ％
＋０．２０Ｚｒ％＋０．０５Ｃｒ％ ・・・・・［１］
Ｃｅｑ．＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４＋Ｍｎ％／６＋Ｎｉ％／４０＋Ｃｒ％／５＋Ｍｏ％／４
＋Ｗ％／８＋Ｖ％／１４ ・・・・・［２］
ただし、上記［１］式、［２］式における、各元素の％はそれぞれ溶接金属中の各元素の質量％を示す。

（２）前記鋼片を熱間で鋼板に圧延する工程から、前期鋼板をＡｃ３変態点〜１０００℃の温度域に再加熱する工程に替えて、前記成分組成を有する鋼片を、Ａｃ３変態点〜１３００℃の温度域に加熱し、終了温度が６５０℃以上で、累積圧下率が３０〜９５％の熱間圧延を行い、引き続き、前記加速冷却を行うことを特徴とする、前記（１）に記載のレーザ溶接用またはレーザ・アークハイブリッド溶接用の引張強さが１１００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。

（３）前記加速冷却後に、４００℃以上、Ａｃ１変態点未満の温度域で焼戻すことを特徴とする、前記（１）または（２）に記載のレーザ溶接用またはレーザ・アークハイブリッド溶接用の引張強さが１１００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。

（４）前記鋼が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．００５〜１．５％、
Ｃｏ：０．０１〜６％、
Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、
Ｂ ：０．０００２〜０．００３０％
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載のレーザ溶接用またはレーザ・アークハイブリッド溶接用の引張強さが１１００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。

（５）前記鋼が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１％
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載のレーザ溶接用またはレーザ・アークハイブリッド溶接用の引張強さが１１００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。

本発明によれば、母材特性として、引張強さが１１００ＭＰａ以上で−４０℃における２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーが２７Ｊ以上であるとともに、溶接熱影響部の大幅な軟化や靱性劣化がなく、溶接継手としての引張強さも１１００ＭＰａ以上、溶接熱影響部における−４０℃における２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーも２７Ｊ以上を確保でき、かつ、溶接熱影響部の耐高温割れ性や耐低温割れ性が十分高い高張力鋼板の製造が可能となり、産業上の効果は極めて大きい。

なお、本発明は、鋼板のミクロ組織が主に、焼入ままマルテンサイト組織、焼戻しマルテンサイトかを問わず、マルテンサイト組織からなる鋼については強度レベルによらず効果を発揮するものであるが、溶接熱影響部の軟化抑制効果が明瞭に現れるという意味で、引張強さが１１００ＭＰａ以上の超高張力鋼で効果が確実であり、さらに、引張強さが１１５０ＭＰａ以上の超高張力鋼において効果がより顕著である。

本発明は、化学組成として、質量％で、Ｃ：０．１２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００２〜０．１％、Ｎｉ：０．６〜６％、Ｎ：０．００１〜０．０１％をそれぞれ含み、さらに、Ｃｒ：０．１〜３％、Ｍｏ：０．０５〜２％、Ｗ：０．１０〜２％、Ｖ：０．１２〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｔａ：０．００５〜０．５０％、Ｚｒ：０．００５〜０．５０％のうちの１種または２種以上含有し、かつ、前記［１］式により定義されるＮｂ当量が０．０９〜０．８０％を満足し、かつ、前記［２］式により定義される炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４５〜１．２％であり、さらに必要に応じて、Ｃｕ：０．００５〜１．５％、Ｃｏ：０．０１〜６％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％のうちの１種または２種以上含有し、さらに必要に応じて、Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１％、のうちの１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を適正な製造方法により鋼板とすることをその要旨とする。以下、鋼の成分組成の限定理由、製造方法の限定理由を順次詳細に説明する。

［鋼の成分組成］
鋼の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．１２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００２〜０．１％、Ｎｉ：０．６〜６％、Ｎ：０．００１〜０．０１％をそれぞれ含み、さらに、Ｃｒ：０．１〜３％、Ｍｏ：０．０５〜２％、Ｗ：０．１０〜２％、Ｖ：０．１２〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｔａ：０．００５〜０．５０％、Ｚｒ：０．００５〜０．５０％のうちの１種または２種以上含有することが必須要件となる。先ず、本発明の必須成分について説明する。ここで、成分についての％は、質量％を意味する。

「Ｃ：０．１２〜０．２０％」
Ｃはマルテンサイト組織においては、強度発現に最も重要な元素で、引張強さを１１００ＭＰａ以上とするためには最低限０．１２％以上含有させる必要がある。Ｃ含有量が多いほど高強度化が可能であるが、靱性や耐高温割れ性、低温割れ性の劣化が著しくなるため、本発明においては、Ｃ含有量を０．１２〜０．２０％に限定する。

「Ｓｉ：０．０３〜１．０％」
Ｓｉは脱酸元素であり、鋼の健全性を保つために、最低０．０３％必要である。ただし、１．０％を超えて過剰に含有させると、溶接熱影響部の硬化が大きくなり、溶接熱影響部の靱性、低温割れ性を劣化させて好ましくないため、本発明においては、Ｓｉの含有量を０．０３〜１．０％に限定する。

「Ｍｎ：０．５〜２．５％」
Ｍｎは、焼入性を確保してマルテンサイト組織として強度を高めるために、必須の元素である。組織制御ならびに強度向上効果を確実に発揮するためには、０．５％以上鋼板に含有させる必要がある。一方、２．５％超含有させると、粒界脆化感受性が増加して靱性劣化、耐低温割れ性劣化の可能性が高くなるため、本発明においては、鋼板中のＭｎ含有量は０．５〜２．５％に限定する。

「Ｐ：０．０２％以下」
Ｐは不純物元素であり、母材および溶接熱影響部の靱性を阻害し、かつ、溶接熱影響部の耐高温割れ性、耐低温割れ性を劣化させるため、極力低減する必要があるが、鋼板中の含有量が０．０２％以下では靱性への悪影響が許容できるため、本発明では鋼板中のＰ含有量は０．０２％以下とする。

「Ｓ：０．０１％以下」
Ｓも不純物元素であり、鋼板中に過大に存在すると靱性と延性とをともに劣化させるため、極力低減することが好ましい。鋼板中の含有量が０．０１％以下では靱性、延性への悪影響が許容できるため、本発明では鋼板中のＳ含有量は０．０１％以下とする。

「Ａｌ：０．００２〜０．１％」
Ａｌは脱酸元素であり、Ｓｉと同様、鋼の酸素含有量を低減して健全性を確保するために有効な元素であり、そのためには０．００２％以上含有させる必要がある。一方、０．１％を超えて過剰に含有させると、粗大な酸化物を形成して、靱性を阻害する場合があるため、本発明においては、Ａｌ含有量を０．００２〜０．１％に限定する。

「Ｎｉ：０．６〜６％」
Ｎｉは焼入性を高めて強度向上に寄与すると同時に靱性も高められる唯一の元素である。特に、本発明におけるマルテンサイト組織が基本組織となる鋼においては、アシキュラーフェライトなどの組織微細化技術による靱性向上が基本的には用いることができないため、母材靱性とともにマルテンサイト変態ままとなる溶接熱影響部の靱性を確保するためには、必須の元素である。該効果を確実に発揮するためには、鋼板中のＮｉ含有量は０．６％以上とする必要がある。Ｎｉ含有量が多いほど靱性向上には有効であるが、Ｎｉは高価な元素であり、また、過剰に含有させると、残留オーステナイトが多くなり、降伏強度が場合によっては５０％前後にまで過度に低下するため、引張強さが本発明の範囲内であっても、好ましくない。また、残留オーステナイトの存在や塑性変形時の転位の挙動に起因して、シャルピー衝撃試験における延性破壊特性を劣化させ、脆性破壊特性（例えば破面遷移温度）は向上しても吸収エネルギーはむしろ低下する場合もあり、やはり、好ましくない。従って、本発明においては、実用的に十分な靱性を達成できる含有量として、Ｎｉ含有量の上限を６％とする。

「Ｎ：０．００１〜０．０１％」
Ｎは、微量では鋼片の加熱時に微細な窒化物を形成して加熱オーステナイト粒径を微細化して靱性に寄与する。そのためには鋼中の含有量として０．００１％以上必要である。一方、０．０１％を超えて含有させると、窒化物が粗大化したり、固溶Ｎ量が増加して却って靱性を劣化させるため、本発明においては、Ｎの含有量を０．００１〜０．０１％に限定する。

以上の要件に加えて、Ｃｒ：０．１〜３％、Ｍｏ：０．０５〜２％、Ｗ：０．１０〜２％、Ｖ：０．１２〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２％、Ｔａ：０．００５〜０．５％、Ｚｒ：０．００５〜０．５％のうちの１種または２種以上含有することが、靱性を損なわず、極力低Ｃで強度を高めるために必須となる。該元素群の合計の含有量は後述するように、Ｎｂ当量として限定する必要があるが、個々の含有量についても下記理由により限定する必要がある。

「Ｃｒ：０．１〜３％」
Ｃｒは、焼入性向上、析出強化により母材の強度向上に有効な元素であり、溶接影響部の軟化抑制にも有効であるが、明瞭な効果を生じるためには０．１％以上必要であり、一方、３％を超えて含有させると、母材ならびに溶接熱影響部の靭性および耐低温割れ性が劣化する傾向を有するため、本発明においては、Ｃｒを含有させる場合は０．１〜３％の範囲とする。

「Ｍｏ：０．０５〜２％」
Ｍｏは焼入性向上、析出強化により母材の強度向上に有効な元素であるが、特に、その強い焼戻し軟化抵抗により溶接熱影響部の軟化抑制に非常に有効な元素である。また、溶接熱影響部の高温割れ抑制にも一定の効果を有する。明確な効果を発揮するためには、０．０５％以上必要であり、一方、２％を超えると、母材や溶接熱影響部の靭性、さらには耐低温割れ性が劣化するため、Ｍｏを含有させる場合は０．０５〜２％の範囲とする。

「Ｗ：０．１０〜２％」
Ｗも、Ｍｏと同様に焼入性向上、析出強化により母材の強度向上に有効な元素であるが、特に、その強い焼戻し軟化抵抗により溶接熱影響部の軟化抑制に非常に有効な元素である。また、溶接熱影響部の高温割れ抑制にも一定の効果を有する。明確な効果を発揮するためには、０．１０％以上必要であり、一方、２％を超えると、母材や溶接熱影響部の靭性、さらには耐低温割れ性が劣化するため、Ｗを含有させる場合は０．１０〜２％の範囲に限定する。

「Ｖ：０．１２〜０．５０％」
Ｖは主として析出強化により焼戻しマルテンサイト組織を有する鋼の強度向上に有効である。また、溶接熱影響部においてもＡｃ１変態点以下の焼戻し温度域以下に加熱された領域について、顕著な靭性劣化を招かずに軟化を抑制することが可能であるため、継手強度確保に極めて有効な元素である。効果を確実に発揮するためには鋼中に０．１２％以上含有させる必要がある。ただし、０．５０％を超えて含有させると、母材および溶接熱影響部の靭性劣化が大きくなるため好ましくない。従って、本発明において鋼中にＶを含有させる場合は、その含有量を０．１２〜０．５０％に限定する。なお、レーザ溶接およびレーザ・アークハイブリッド溶接における溶接熱影響部の強度−靭性バランスとしては、Ｖと同様の効果を有し、Ｖと選択的に用いることが可能な、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒと比べて、Ｖの有効性が最も大であるため、Ｖの使用を第一に考慮することがより好ましい。

「Ｎｂ：０．００５〜０．２０％」
Ｎｂは析出強化とともに焼入性向上により、母材強度向上、溶接熱影響部の軟化抑制に有効な元素である。効果を明確に発揮するためには、最低でも０．００５％以上必要である。一方、０．２０％を超えて過剰に含有させると、母材および溶接熱影響部の靭性劣化が大きくなるため、好ましくない。そのため、本発明において鋼中にＮｂを含有させる場合は、その含有量を０．００５〜０．２０％に限定する。

「Ｔａ：０．００５〜０．５０％」
Ｔａは定性的にはＮｂとほぼ同様の効果を発揮する元素である。母材強度確保、継手強度確保のために効果を明確に発揮するためには鋼中に０．００５％以上含有させる必要がある。一方、０．５０％を超えて含有させると、粗大析出物を形成して、母材や溶接熱影響部の靭性劣化を招くため、本発明において鋼中にＴａを含有させる場合は、その含有量を０．００５〜０．５０％とする。

「Ｚｒ：０．００５〜０．５０％」
Ｚｒも定性的にはＮｂとほぼ同様の効果を発揮する元素である。母材強度確保、継手強度確保のために効果を明確に発揮するためには鋼中に０．００５％以上含有させる必要がある。一方、０．５０％を超えて含有させると、粗大析出物を形成して、母材や溶接熱影響部の靭性劣化を招くため、本発明において鋼中にＴａを含有させる場合は、その含有量を０．００５〜０．５０％とする。

以上が本発明の鋼板の化学組成に関する基本要件であるが、機械的性質の調整のために、必要に応じて、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｂの１種または２種以上を含有させることができる。

「Ｃｕ：０．００５〜１．５％」
Ｃｕは主として焼入性向上と固溶強化、さらには析出強化とにより母材強度を高める上で有効な元素である。効果を発揮するためには、０．００５％以上含有させる必要がある。ただし、１．５％超では熱間加工性に問題を生じるため、効果を発揮し、かつ熱間加工性等の問題を生じない範囲として、本発明においてＣｕを含有させる場合、０．００５〜１．５％の範囲に限定する。

「Ｃｏ：０．０１〜６％」
Ｃｏは高合金成分の鋼において、過度に変態点を下げることを防いで残留オーステナイトの生成を制御することが可能な元素である。該効果により、母材強度や靭性の調整に有用な元素である。効果を確実に発揮するためには、最低限０．０１％含有させる必要がある。一方、６％を超えて含有させることは、効果の割に合金コストが過大となって好ましくなく、また、靭性劣化の可能性も生じる。従って、本発明においてＣｏを用いる場合は、鋼中の含有量は０．０１〜６％の範囲とする。

「Ｔｉ：０．００２〜０．０５％」
Ｔｉは、析出強化により母材強度向上に寄与するとともに、高温でも安定なＴｉＮの形成により加熱オーステナイト粒径微細化にも有効な元素であり、加工熱処理や再加焼入焼戻しにより鋼板を製造する本発明においては靭性向上に有用な元素である。鋼中に含有させて効果を発揮するためには０．００２％以上が必要である。一方、０．０５％を超えると、粗大な析出物、介在物を形成して靭性や延性を劣化させるため、上限を０．０５％とする。すなわち、本発明においてＴｉを含有させる場合、０．００２〜０．０５％の範囲に限定する。

「Ｂ：０．０００２〜０．００３０％」
Ｂは、固溶状態でオーステナイト粒界に偏析することで、微量で焼入れ性を高めることが可能なため、マルテンサイト組織として強度を高めるために極めて有効な元素である。焼入性向上に効果を発揮するためには０．０００２％以上の含有が必要であるが、一方、０．００３０％を超えて鋼中に過剰に含有させると、ＢＮやＦｅ２３（Ｃ、Ｂ）６ 等の粗大な析出物を生じて、靱性が顕著に劣化するため、本発明においてＢを含有させる場合、０．０００２〜０．００３０％に限定する。

さらに、鋼板の延性改善、溶接熱影響部の延性、靱性の向上のために、必要に応じて、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有させることができる。

「Ｃａ：０．０００２〜０．０１％」
Ｃａは鋼中の硫化物の熱間圧延中の展伸を抑制して延性特性向上に有効である。また、酸化物の微細化や適正な酸化物組成となることにより、溶接熱影響部靭性の向上にも有効に働く。該効果を確実に発揮するためには、０．０００２％以上必要である。一方、０．０１％を超えて過剰に鋼中に含有させると、粗大な介在物を形成して逆に靭性劣化要因になるため、好ましくない。そのため、本発明においてＣａを鋼中に含有させる場合、０．０００２〜０．０１％に限定する。

「Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％」
ＭｇはＣａとほぼ同様の鋼中の硫化物の熱間圧延中の展伸を抑制して延性特性向上に有効な効果を有し、また、酸化物の微細化や適正な酸化物組成となることにより、溶接熱影響部靭性の向上にも有効に働く効果を有するため、Ｃａと同じ理由により、本発明においてＭｇを鋼中に含有させる場合、０．０００２〜０．０１％に限定する。

「ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１％」
ＲＥＭもＣａ、Ｍｇとほぼ同様の鋼中の硫化物の熱間圧延中の展伸を抑制して延性特性向上に有効な効果を有し、また、酸化物の微細化や適正な酸化物組成となることにより、溶接熱影響部靭性の向上にも有効に働く効果を有するため、やはり同じ理由により、本発明においてＲＥＭを鋼中に含有させる場合、０．０００２〜０．０１％に限定する。

以上が、個々の元素の限定理由であるが、鋼板の組織をマルテンサイト組織とし、強度、靱性バランスを最適化するためには、個々の元素の限定だけではなく、［１］式、［２］式に示すＮｂ当量および炭素当量を適正範囲に調整することが必須要件となる。

「Ｎｂ当量：０．０９〜０．８０％」
母材組織がマルテンサイト組織となる場合、強度に最も大きな影響を及ぼすのは当然Ｃであるが、Ｃだけで強度を確保しようとすると、靭性劣化が大きくなるため好ましくない。そこで、本発明においては、極力Ｃ量が少ない中で強度を確保するために、焼戻し軟化抵抗元素、析出強化元素を用いる。また、これらの元素は溶接熱影響部の軟化抑制のためにも重要である。具体的には、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、ＴａおよびＺｒであり、前記の理由により各元素個々の含有量を限定するが、母材強度確保、溶接熱影響部軟化抑制のために、これら類似の効果を有する元素全体の効果として、下記［１］式により計算されるＮｂ当量も同時に限定する必要がある。個々の元素の含有量が本発明の範囲内であっても、Ｎｂ当量が０．０９％未満であると、強度向上や軟化抑制効果が十分でない。Ｎｂ当量が大きいほど、母材強度の向上、溶接熱影響部の軟化抑制には有利であるが、Ｎｂ当量が０．８０％を超えると、溶接熱影響部の高温割れや低温割れ感受性が無視できなくなるため、本発明においては、Ｎｂ当量を０．０９〜０．８０％の範囲に限定する。
Ｎｂ当量＝Ｎｂ％＋０．３５Ｍｏ％＋０．２０Ｗ％＋０．７５Ｖ％＋０．３０Ｔａ％
＋０．２０Ｚｒ％＋０．０５Ｃｒ％ ・・・・・［１］
ただし、上記［１］式、［２］式における、各元素の％はそれぞれ溶接金属中の各元素の質量％を示す。

「炭素当量：０．４５〜１．２％」
本発明では鋼の組織をマルテンサイト組織とすることを前提とするが、本発明の製造方法において、確実にマルテンサイト組織とするためには、個々の元素の限定以外に炭素当量も限定する必要がある。本発明においては実験的に求めたマルテンサイト焼入性と化学組成との関係から導出した下記［２］式の炭素当量式を用い、その下限を０．４５％とする。これは、［２］式による炭素当量が０．４５％未満であると、鋼板の板厚や冷却条件によっては鋼の組織中にマルテンサイト以外の組織が出現する可能性が皆無ではないためである。炭素当量が高いほど強度確保には有利であるが、１．２％を超えると、耐低温割れ性や靭性の劣化が大きくなるため、本発明においては炭素当量の上限を１．２％とする。
Ｃｅｑ．＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４＋Ｍｎ％／６＋Ｎｉ％／４０＋Ｃｒ％／５＋Ｍｏ％／４
＋Ｗ％／８＋Ｖ％／１４ ・・・・・［２］
ただし、上記［１］式、［２］式における、各元素の％はそれぞれ溶接金属中の各元素の質量％を示す。

［鋼板の製造方法］
以上が、本発明における化学組成の限定理由である。しかしながら、鋼板ならびに溶接熱影響部において所望の特性を有する鋼板を得るためには、上記理由により化学組成を限定した上で、さらに製造方法を規定する必要がある。以下、製造方法に関わる本発明の内容を詳細に説明する。

本発明において、目標の特性を有する鋼板を製造する方法は、再加熱・加速冷却と加工熱処理とに大別される。ここで、通常の再加熱焼入では、焼入温度に再加熱した後の焼入処理はほぼ室温付近まで連続的に行われ、焼入時の冷却速度は冷却媒体の種類や量の調整により行われて、そでほど精緻には制御されないのが一般的であるが、再加熱・加速冷却とは、焼入冷却時の急速冷却ないしは加速冷却の冷却速度を意図的に制御し、かつ、その終了温度も合わせて制御する製造方法を指す。

これら製造方法に関わる要件は、本発明を満足する化学組成を有する鋼を、＜ａ＞再加熱焼入・加速冷却ままあるいは再加熱焼入・加速冷却＋焼戻し処理により製造する場合、熱間圧延した後、該鋼板をＡｃ３変態点〜１０００℃に再加熱後、６００℃以上から開始し、４５０℃以上で終了する、冷却速度が２〜１００℃／ｓの加速冷却を行い、必要に応じて４００℃以上、Ａｃ１変態点未満の温度で焼戻す、ことにあり、＜ｂ＞加工熱処理により製造する場合は、Ａｃ３変態点〜１３００℃に加熱し、終了温度が６５０℃以上で、累積圧下率が３０〜９５％の熱間圧延を行い、引き続き、６００℃以上から開始し、４５０℃以上で終了する冷却速度が２〜１００℃／ｓの加速冷却を行い、必要に応じて４００℃以上、Ａｃ１変態点未満の温度で焼戻す、ことにある。以下に、再加熱焼入・加速冷却と加工熱処理とに分けて、製造方法の限定理由を詳細に説明する。

＜再加熱・加速冷却＞
「熱間圧延条件」
再加熱・加速冷却により製造する場合、鋼板の形状を調整するために、一般的には熱間圧延によって、先ず、鋼片やインゴットを鋼板とする。再加熱・加速冷却により製造する場合は、熱間圧延で形成された組織は、再加熱時にほぼ解消されるため、熱間圧延条件は最終的な鋼板や溶接熱影響部特性にほとんど影響を及ぼさない。従って、本発明においては、再加熱・加速冷却により鋼板を製造する場合のそれに先立つ鋼板製造に関わる条件は特に限定する必要はない。ただし、化学組成によっては、熱間圧延時に形成された組織の微細さが最終的な鋼板組織の微細さに影響を及ぼす可能性が皆無とは言えないため、熱間圧延時の鋼片、インゴットの加熱温度はＡｃ３変態点〜１２５０℃、熱間圧延の全累積圧下率≧５０％、９００℃以下での累積圧下率≧２０％、圧延仕上げ温度≧６５０℃、とすることがより好ましい。

「再加熱温度」
再加熱・加速冷却における再加熱温度は、Ａｃ３変態点〜１０００℃の範囲とする。再加熱温度がＡｃ３変態点未満であると、加速冷却前組織がオーステナイト単相組織とならないため、全面マルテンサイト組織とならない。そのため、鋼板の強度が十分高くならず、かつ、極端な不均一組織となるため、鋼板の靭性も劣化する場合が多くなり、好ましくない。一方、再加熱温度が１０００℃を超えると、鋼板の化学組成によっては、加熱オーステナイト粒が極端な混粒となったり、粒径が粗大となったりして靭性に悪影響を及ぼすため、これも好ましくない。

「加速冷却条件」
Ａｃ３変態点〜１０００℃に再加熱後、加速冷却を行ってマルテンサイト組織とする。加速冷却の冷却速度は２〜１００℃／ｓとする必要がある。冷却速度が２℃／ｓ未満であると、鋼の化学組成によってはマルテンサイト組織以外の粗大組織が混在するようになることがあるため、好ましくない。冷却速度は大きいほど、マルテンサイト組織を得るためには有利であるが、本発明の化学組成においては、１００℃／ｓを超えて冷却速度を大きくしても効果が飽和するとともに、鋼板板厚が大きくなると、工業的に１００℃／ｓ超で加速冷却することが困難となる。そのため、本発明においては、加速冷却における冷却速度の上限を１００℃／ｓとする。なお、冷却速度とは加速冷却開始から停止までの平均冷却速度を指す。

また、加速冷却は６００℃以上から開始し、４５０℃以上で終了することが必要である。加速冷却の開始温度が６００℃未満であると、本発明の化学組成範囲であっても、加速冷却前にマルテンサイト以外の変態が生じ、強度・靭性がともに劣化する可能性があるため、好ましくない。一方、加速冷却の終了温度を規定するのは、溶接熱影響部の軟化抑制の観点から重要である。すなわち、再加熱・加速冷却処理において、特に、後で焼戻し処理を施さない場合に、加速冷却を４５０℃未満で終了すると、熱的に不安定な因子による強化の割合が多いために、溶接影響部の軟化が大きくなり、継手強度確保が困難となる。本発明の化学組成で、加速冷却の終了温度が４５０℃以上であれば、レーザ溶接あるいはレーザ・アークハイブリッド溶接によって形成される溶接熱影響部の特に軟化の大きくなる、焼戻し温度に再熱された領域でも継手軟化が無視できないほどの大きな軟化は抑制することができる。なお、加速冷却を終了した後の冷却は、通常、空冷とするが、加速冷却の途中停止によるオートテンパー効果が担保される限りは冷却方法は問わない。４５０℃〜２００℃における平均冷却速度が０．５℃／ｓ以下であれば十分オートテンパー効果は得られる。

「焼戻し条件」
マルテンサイト組織の安定化を図って、溶接熱影響部の大きな軟化をより確実に抑制するためには、再加熱・加速冷却処理後に焼戻しを施すことが好ましい。本発明にノように、加速冷却の途中で加速冷却を終了する方法では、加速冷却の途中終了によるオートテンパー効果により熱的安定性は担保されているため、その後に焼戻し処理を施すことは必須要件ではないが、より確実に溶接熱影響部の軟化抑制を確保するために、焼戻し処理を行う場合は、焼戻し温度は４００℃以上、Ａｃ１ 変態点未満の範囲とする。加速冷却の途中終了により、一定の焼戻し効果がすでに生じているため、焼戻し温度の下限は、通常の焼入処理の場合に比べて下げることが可能で、本発明においては、詳細な実験結果に基づき、４００℃と定める。焼戻し温度の上限をＡｃ１変態点未満とするのは、通常の再加熱焼入におけるものと同じ理由である。

＜加工熱処理＞
本発明におけるもう一つの製造方法は、熱間圧延後の冷却時に加速冷却を施す、加工熱処理法によるものである。再加熱・加速冷却による場合と同様、溶接熱影響部の再熱軟化抑制のためには、加速冷却条件が重要であるが、鋼板において良好な強度、靭性を確保するためには、鋼片やインゴットの圧延条件も適正範囲に規定する必要がある。

「加熱条件」
熱間圧延に先立つ鋼片やインゴットの加熱温度は、Ａｃ３変態点〜１３００℃の範囲とする。加熱温度がＡｃ３変態点未満であると、加熱組織がオーステナイト単相組織とならないため、最終組織が全面マルテンサイト組織とならない。そのため、鋼板の強度が十分高くならず、かつ、極端な不均一組織となるため、鋼板の靭性も劣化する場合が多く、好ましくない。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、加熱オーステナイト粒径が極端な粗大粒となり、その後の圧延によっても細粒化が不十分となり、鋼板靭性に悪影響を及ぼすため、好ましくない。

「圧延条件」
熱間圧延の条件は主として変態前のオーステナイト粒径の微細化、加工歪導入による靭性向上のために重要である。本発明においては、全累積圧下率が３０〜９５％、圧延終了温度が６５０℃以上が必須要件とする。全累積圧下率が３０％未満であると、オーステナイト粒径の再結晶による微細化が十分でないため、靭性が劣る場合があり、好ましくない。全累積圧下率は大きいほどオーステナイトの微細化に有利であるが、９５％超では効果が飽和する上、鋼板形状の劣化、圧延終了温度確保の困難、等の問題が顕在化するため、本発明においては、累積圧下率の上限を９５％とする。なお、圧延温度については、本発明の加熱温度範囲を前提とし、圧延終了温度を守れる条件範囲であれば、特に規定しなくとも、本発明が目的としている鋼板の靭性レベルを達成することは可能であるが、オーステナイトの再結晶による微細化効果を最大限発揮し、未再結晶域での圧延も有効利用して加工歪も導入して、靭性向上効果を最大限に享受するためであれば、全圧延のうち、９００℃〜７００℃の温度範囲で行われる圧延の累積圧下率を３０〜８０％とすることが好ましい。

圧延終了温度は、変態組織をマルテンサイト組織とするために重要な要件である。すなわち、圧延終了温度が過度に低くなると、圧延中または圧延後、加速冷却開始前にマルテンサイト以外の組織が生成して、強度、靭性の劣化が生じる虞がある。本発明の化学組成範囲において、確実に加速冷却時には未変態のオースイテナイト単相であるためには圧延終了温度は６５０℃以上である必要がある。圧延終了温度を６５０℃以上とすれば、本発明の加速冷却開始温度を守ることにも問題は生じない。

「加速冷却条件」
熱間圧延後、引き続き加速冷却を施すが、その条件は、２〜１００℃／ｓの冷却速度で、６００℃以上から開始し、４５０℃以上で終了することを要件とする。冷却速度が２℃／ｓ未満であると、鋼の化学組成によっては１００％マルテンサイト組織とならないことがあるため、好ましくない。冷却速度は大きいほど、マルテンサイト組織を得るためには有利であるが、本発明の化学組成においては、１００℃／ｓを超えて冷却速度を大きくしても効果が飽和するとともに、鋼板板厚が大きくなると、工業的に１００℃／ｓ超で加速冷却することが困難となる。そのため、本発明においては、加速冷却における冷却速度の上限を１００℃／ｓとする。なお、冷却速度とは加速冷却開始から停止までの平均冷却速度を指す。該冷却速度の加速冷却は、６００℃以上から開始し、４５０℃以上で終了することを要件とする。加速冷却の開始温度が６００℃未満であると、本発明の化学組成範囲であっても、加速冷却前にマルテンサイト以外の変態が生じ、強度・靭性がともに劣化する可能性があるため、好ましくない。

一方、加速冷却の終了温度については、加速冷却を４５０℃未満で終了すると、熱的に不安定な因子による強化の割合が多いために、溶接影響部の軟化が大きくなるため、継手強度確保が困難となる。本発明の化学組成で、加速冷却の終了温度が４５０℃以上であれば、レーザ溶接あるいはレーザハイブリッド溶接によって形成される溶接熱影響部の特に軟化の大きくなる、焼戻し温度に再熱された領域でも継手軟化が無視できないほどの大きな軟化は抑制することができる。なお、加速冷却を停止した後の冷却は、通常、空冷とするが、加速冷却の途中停止によるオートテンパー効果が担保される限りは冷却方法は問わない。４５０℃〜２００℃における平均冷却速度が０．５℃／ｓ以下であれば十分オートテンパー効果は得られる。

「焼戻し条件」
加速冷却を４５０℃以上で終了する加工熱処理処理の場合は、加速冷却の途中終了によるオートテンパー効果により熱的安定性は担保されているため、その後に焼戻し処理を施すことは必須要件ではない。より確実に溶接熱影響部の軟化抑制を確保するために、焼戻し処理を行う場合は、焼戻し温度は４００℃以上、Ａｃ１変態点未満の範囲とする。加速冷却の途中停止により、一定の焼戻し効果がすでに生じているため、焼戻し温度の下限は、通常の焼入処理の場合に比べて下げることが可能で、本発明においては、詳細な実験結果に基づき、４００℃と定める。一方、焼戻し温度の上限をＡｃ１変態点未満とするのは、焼戻し温度がＡｃ１変態点以上であると、焼戻しの加熱時にオーステナイトへの逆変態が生じて、強度の低下や靭性の劣化が生じる可能性が大きくなるためである。

なお、本発明においては、鋼板並びに継手の引張強さを１１００ＭＰａ以上とするために、化学組成と鋼板製造方法を適正化することによって、鋼板組織をマルテンサイト組織とすることを基本とするが、前述したように、本発明における「マルテンサイト」組織は、厳密に１００％マルテンサイトからなる組織のみを指すものではなく、大半がマルテンサイト組織であって、強度の大幅な低下を招かない程度の面積率で１０％以下程度のマルテンサイト以外の組織を含む場合も、マルテンサイト組織と称する。例えば、再加熱焼入、加工熱処理とも、加速冷却の途中終了温度が比較的高い場合はベイナイト組織が含まれる場合があるが、本発明の化学組成、製造方法範囲であれば、実質的には「マルテンサイト」組織としての特性を発揮して、所望の高強度と高靭性を両立できる。

以下、本発明に係るレーザ溶接用またはレーザ・アークハイブリッド溶接用の引張強さが１１００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法についての実施例を挙げ、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。

実施例においては、溶接はレーザ・アークハイブリッド溶接により継手を作製し、継手特性を評価したが、鋼板側の溶接熱影響部の靭性や該溶接熱影響部の強度によって影響を受けるときの継手引張特性については、レーザ溶接単独の場合であっても本質的な違いはない。そのため、実施例においては、継手健全性を保ちやすく、継手引張試験において、鋼板の寄与を明確に評価できるレーザ・アークハイブリッド溶接を用いた。また、本実施例においては、レーザはＣＯ２レーザを用いたが、レーザの種類が変わっても本発明の効果はなんら変化することはない。

実施例に用いた鋼板は表１に化学組成を示す鋼片から作製した。鋼片としては、転炉溶製スラブや実験室小型真空溶解インゴット等を用いた。鋼片には、溶製ままで用いたものもあるが、一部は後の熱間圧延や熱処理の便宜上、表面を切削加工して鋼片厚を調整したものも含まれる。表１のうち、鋼片記号ＳＡ１〜ＳＡ２７は化学組成が本発明を満足しているものであり、一方、鋼片記号ＳＢ１〜ＳＢ２８は化学組成が本発明範囲から逸脱している例である。

表１の鋼片を用いて、本発明の製造方法の実施例あるいはその比較例となる様々な製造方法により鋼板を作製し、鋼板（母材）特性を調べるとともに、該鋼板を用いてレーザ・アークハイブリッド溶接を施し、継手特性も調査した。

表２〜表３に鋼板の製造条件と鋼板および溶接継手の機械的性質を示す。表２は請求項１に係わる再加熱・加速冷却の実施例とその比較例である。表３は請求項２に係わる加速冷却を途中で終了する加工熱処理の実施例とその比較例である。

鋼板は大半を板厚１０ｍｍで製造したが、一部２５ｍｍ厚の鋼板も製造した。溶接継手作製に際しては、レーザ・アークハイブリッド溶接の能力の問題から、表裏面を機械加工により同量切削して、全て板厚８ｍｍとして溶接を施した。

鋼板の機械的性質は板厚８ｍｍとしたものから試験片を採取して行った。引張試験片は圧延方向に直角な方向が試験片長手方向になるように、全厚（８ｍｍ厚）の板状引張試験片を採取し、室温における降伏強度（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）を測定した。靭性は２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験により評価したが、試験片は板厚が５ｍｍのサブサイズ試験片を、引張試験片と同様、試験片長手方向が圧延方向と直角となる方向で板厚中心部から採取し、−４０℃で試験を行い、平均の吸収エネルギーを求めた。板厚が５ｍｍのサブサイズ試験片では板厚が１０ｍｍの標準試験片に比べてリガメントの面積が１／２となるため、１００％延性破壊のときの吸収エネルギーは原理的には標準試験片のほぼ１／２となる。任意の温度での吸収エネルギー、特に脆性破面が含まれるような試験温度での吸収エネルギーのサブサイズ試験片と標準試験片との間の吸収エネルギーの関係は拘束の差もあり、複雑であるが、板厚５ｍｍのサブサイズ試験片において、−４０℃における吸収エネルギーが２７Ｊの半分以上の１４Ｊ以上であれば、標準試験片においても−４０℃での吸収エネルギーとして２７Ｊ以上をほぼ満足できるものと考えられる。なお、本実施例においては、安全側の評価をするため、５ｍｍ厚のサブサイズ試験片においても−４０℃での吸収エネルギーが２７Ｊ以上であることを目標とする。

レーザ・アークハイブリッド溶接の条件を表４に示す。鋼板端部を突き合わせたI開先とした突合せ溶接により行った。なお、ギャップは０．５ｍｍとし、レーザ先行で溶接を実施した。シールドガスはセンターガス、サイドガス、裏面ガスともＨｅとし、アーク溶接のワイヤは直径１．２ｍｍのものを使用した。なお、本実施例ではシールドガスにＨｅを用いているが、ガスの種類によって本発明の効果が変わることは全くない。

アーク溶接に使用した溶接ワイヤを表５に示す。継手における鋼板側の評価ができるよう、再熱部を含まない１パス溶接となるレーザ・アークハイブリッド溶接における溶接金属の強度が引張強さで１１００ＭＰａを十分上回り、靭性が、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーで２７Ｊを十分上回るように選定した６種類のソリッドワイヤである。本発明による鋼板であれば、溶接熱影響部の特性や溶接熱影響部に支配される継手特性が、溶接金属の特性が十分良好となる溶接ワイヤであれば、溶接ワイヤの種類によらず確保できることを確認するために、鋼板と溶接ワイヤとの組み合わせを様々変化させた。

溶接継手については、継手引張試験と溶接熱影響部の２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験を行った。継手引張は、ＪＩＳ Ｚ３１２１の「突合せ溶接継手の引張試験法」に準拠した全厚（８ｍｍ厚）引張試験とし、試験片は１号試験片を用いた。２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験は鋼板と同じ５ｍｍ厚サブサイズ試験とし、試験片長手方向が溶接ビード長手方向に直角になるように板厚中心部から採取した。ノッチ位置は溶接熱影響部の靭性を評価することを意図して、溶接熱影響部中央の断面ノッチとした。試験温度も鋼板と同様、−４０℃とした。

表２においては、鋼板記号ａ−Ａ１〜ａ−Ａ１８が本発明を満足する鋼板とその継手であり、また、表３においては、ｂ−Ａ１〜ｂ−Ａ１９が本発明を満足する鋼板とその継手である。以上の本発明を満足する鋼板とその継手においては、鋼板の引張強さは１１００ＭＰａよりも十分高く、かつ、継手において、溶接熱影響部の大きな軟化が生じないため、継手引張においては、全て母材破断となり、その結果、継手としての引張強さも、ほぼ母材並みの十分高い強度を示す。また、靭性についても、鋼板、溶接熱影響部とも、板厚５ｍｍのサブサイズ試験片においても、−４０℃における吸収エネルギーは２７Ｊを十分上回っており、本発明により製造した鋼板がレーザ・アークハイブリッド溶接用として極めて良好な特性を発揮することは明らかである。

一方、表２における鋼板記号ａ−Ｂ１〜ａ−Ｂ２０、表３における鋼板記号ｂ−Ｂ１〜ｂ−Ｂ２１は鋼板が化学組成か製造方法、あるいはその両方で本発明を満足していないために、鋼板あるいは／および継手の機械的性質が、本発明に比べて極めて劣り、そのため、靭性の良好な超高張力鋼板およびそのレーザ・アークハイブリッド溶接継手として十分な特性を有しているとは言い難い比較例である。

先ず、請求項１に係わる比較例について、鋼板記号ａ−Ｂ１は、鋼板のＡｌ含有量が過大であるため、鋼板および溶接熱影響部の靭性が劣る。

鋼板記号ａ−Ｂ２は、鋼板のＮｉ含有量が過小であるため、溶接熱影響部の靭性が劣る。鋼板の靭性も十分ではない。

鋼板記号ａ−Ｂ３は、鋼板のＮｉ含有量が本発明の上限を超えて過大となっている例である。引張強さや靭性については本発明の目標を満足しているが、Ｎｉを多量に含有している割にはシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーはそれほど向上しておらず、また降伏強度が非常に低くなっており、用途によっては好ましくない場合も生じる。すなわち、Ｎｉを多量に含有することで鋼板の製造コストは非常に高価となるが、それに見合った特性の向上が認められない。

鋼板記号ａ−Ｂ４は、鋼板の炭素当量が過小であるため、焼入性が十分でなく、鋼板および継手の引張強さが１０００ＭＰａを少し超える程度しか得られていない。

鋼板記号ａ−Ｂ５は、鋼板の炭素当量が過大であるため、鋼板および溶接熱影響部の靭性が劣る。

鋼板記号ａ−Ｂ６は、溶接熱影響部の軟化抑制に効果のある、Ｎｂ当量に係わる元素が全て含有されていないため、溶接熱影響部の軟化が著しく、継手引張試験において、溶接熱影響部で早期に破断するため、継手の引張強さが非常に低い。鋼板の引張強さも１１００ＭＰａに到達していない。

鋼板記号ａ−Ｂ７は、Ｎｂ当量に係わる析出強化元素としてはＭｏのみ鋼板中に含有されているが、その含有量が過小であり、従って、Ｎｂ当量も過小であるため、溶接熱影響部の軟化量が大きく、継手引張試験では溶接熱影響部で破断し、引張強さは目標に到達していない。

鋼板記号ａ−Ｂ８は、鋼板記号１−Ｂ１と同じ鋼片によるものであるが、鋼板のＣ含有量が過小であるため、鋼板の製造方法を変えても鋼板および継手の引張強さは１１００ＭＰａに達しない。

鋼板記号ａ−Ｂ９は、鋼板記号１−Ｂ４と同じ、Ｍｎ含有量が過小な鋼片によるものであるが、化学組成が本発明の範囲を逸脱しているため、鋼板の製造方法を変えても、鋼板記号１−Ｂ４と同じく、鋼板、継手とも引張強さ１１００ＭＰａに到達していない上に鋼板の靭性が劣る。

鋼板記号ａ−Ｂ１０は、鋼板組成は本発明を満足しているが、再加熱焼入に際しての再加熱温度が過大であるため、鋼板の靭性劣化が大きい。

鋼板記号ａ−Ｂ１１は、鋼板記号２−Ｂ１０と同じ鋼片を用いている例であるが、本比較例では、再加熱温度が逆にＡｃ３変態点未満と低いため、加熱時に均一なオーステナイト化が図られておらず、そのため、均一なマルテンサイト組織にならず、鋼板の強度、靭性ともに本発明に比べて劣る。また、焼入温度が過小であるため、溶接熱影響部の軟化抑制に有効な析出強化元素の働きも十分でなく、そのため、溶接熱影響部の軟化による継手強度の低下も若干生じている。

鋼板記号ａ−Ｂ１２は、鋼板組成は本発明を満足しているが、加速冷却の開始温度が過小であるため、加速冷却前にフェライトないしはベイナイト変態が生じてしまい、その結果、鋼板の強度、靭性とがともに劣る。鋼板強度が低いことを反映して継手強度も低い。

鋼板記号ａ−Ｂ１３は、鋼板組成は本発明を満足しているが、製造方法のうち、再加熱後の冷却が加速冷却ではなく、空冷となっているため、十分なマルテンサイト組織が得られず、鋼板、継手とも強度が非常に低く、目標を全く満足していない。

鋼板記号ａ−Ｂ１４は、鋼板記号２−Ｂ１３と同じ鋼片を用いて製造したものであり、加速冷却は行っているものの、冷却速度が過小であるため、加速冷却による焼入性向上効果が十分でなく、鋼板記号ａ−Ｂ１３と同様、鋼板、継手とも強度が非常に低い。

鋼板記号ａ−Ｂ１５は、鋼板組成は本発明を満足しているが、加速冷却の終了温度が過小であるため、鋼板の強度は十分ではあるものの、溶接熱影響部における軟化が著しいため、継手引張において、溶接熱影響で早期破断し、継手の引張強さが大幅に低下しているため、好ましくない。

鋼板記号ａ−Ｂ１６は、鋼板のＭｎ含有量が過大であるため、鋼板および溶接熱影響部の靭性が劣る。

鋼板記号ａ−Ｂ１７は、鋼板のＰ含有量が過大であるため、鋼板および溶接熱影響部の靭性が劣る。

鋼板記号ａ−Ｂ１８は、鋼板のＳ含有量が過大であるため、鋼板および溶接熱影響部の靭性が劣る。

鋼板記号ａ−Ｂ１９は、鋼板のＭｏ含有量が過大であるため、鋼板および溶接熱影響部の靭性が劣る。

鋼板記号ａ−Ｂ２０は、Ｎｂ当量に係わる析出強化元素としてはＶのみ鋼板中に含有されているが、その含有量が過小であり、従って、Ｎｂ当量も過小であるため、溶接熱影響部の軟化量が大きく、継手引張試験では溶接熱影響部で破断し、引張強さは目標に到達していない。

次に、請求項２に係わる比較例について、鋼板記号ｂ−Ｂ１は、鋼板のＴａとＺｒの含有量がともに過大であるため、鋼板および溶接熱影響部の靭性が劣る。

鋼板記号ｂ−Ｂ２は、Ｎｂ当量に係わる析出強化元素としてＣｒ、Ｍｏ、Ｖが含有されており、各々の含有量は本発明範囲ではあるが、Ｎｂ当量としては過大であるため、鋼板および溶接熱影響部の靭性が劣る。

鋼板記号ｂ−Ｂ３は、Ｎｂ当量に係わる析出強化元素としてＷ、Ｎｂ、Ｖが含有されており、各々の含有量は本発明範囲ではあるが、Ｎｂ当量としては過大であるため、鋼板および溶接熱影響部の靭性が劣る。

鋼板記号ｂ−Ｂ４は、ＮＢ当量に係わる元素の含有量は個々には本発明範囲内であるが、Ｎｂ当量としては過大であるため、鋼板および溶接熱影響部の靭性が劣る。

鋼板記号ｂ−Ｂ５は、鋼板の炭素当量とＮｂ当量とがともに過小であるため、鋼板、継手、両方の強度が低い。

鋼板記号ｂ−Ｂ６は、鋼板の炭素当量とＮｂ当量とがともに過大であるため、鋼板および溶接熱影響部の靭性が劣る。

鋼板記号ｂ−Ｂ７は、Ｃ含有量が過大である鋼片によるものであり、化学組成が本発明の範囲を逸脱しているため、鋼板および溶接熱影響部の靭性が劣る。

鋼板記号ｂ−Ｂ８は、Ｍｎ含有量が過大であるため、鋼板および溶接熱影響部の靭性が劣る。

鋼板記号ｂ−Ｂ９は、Ｎｉ含有量が過小であるため、溶接熱影響部の靭性が劣る。鋼板の靭性もそれほど高くない。

鋼板記号ｂ−Ｂ１０は、鋼板組成は本発明を満足しているが、加工熱処理において、鋼片の加熱温度が過大であるため、熱間圧延後、変態前のオーステナイトの微細化が十分でないため、鋼板の靭性が劣る。溶接熱影響部も鋼板組織の粗大さの影響を受けて靭性はやや低い。

鋼板記号ｂ−Ｂ１１は、鋼板組成は本発明を満足しているが、加工熱処理において、鋼片の加熱温度がＡｃ３変態点未満と過小であるため、加熱時に均一なオーステナイト化が図られておらず、そのため、均一なマルテンサイト組織にならず、鋼板の強度、靭性ともに本発明に比べて劣る。その結果、継手強度も劣る。

鋼板記号ｂ−Ｂ１２は、鋼板組成は本発明を満足しているが、加工熱処理において、全累積圧下率が過小であるため、熱間圧延後、変態前のオーステナイトの微細化が十分でなく、鋼板の靭性が劣る。

鋼板記号ｂ−Ｂ１３は、鋼板組成は本発明を満足しているが、加工熱処理において、圧延終了温度と加速冷却開始温度が本発明の下限を超えて低くなっているため、加速冷却開始前にマルテンサイト以外の変態組織が生じてしまい、その結果、鋼板の強度、靭性ともに本発明に比べて劣る。継手強度も劣る。

鋼板記号ｂ−Ｂ１４は、圧延終了温度は本発明範囲となっているが、加速冷却開始温度が本発明の下限を超えて低くなっているため、加速冷却開始前にマルテンサイト以外の変態組織が生じてしまい、その結果、鋼板の強度、靭性ともに本発明に比べて劣る。継手強度も劣る。

鋼板記号ｂ−Ｂ１５は、鋼板組成は本発明を満足しているが、製造方法のうち、圧延後の加速冷却の冷却速度が過小であるため、十分なマルテンサイト組織が得られず、鋼板、継手とも強度が非常に低く、目標を満足していない。鋼板の靭性も劣る。

鋼板記号ｂ−Ｂ１６は、鋼板のＶ含有量が過大であるため、鋼板および溶接熱影響部の靭性が劣る。

鋼板記号ｂ−Ｂ１７は、Ｎｂ当量に係わる析出強化元素としてＣｒ、Ｗ、Ｎｂが含有されているが、各々の含有量が過小であり、かつ、Ｎｂ当量としても過小であるため、溶接熱影響部の軟化量が大きく、継手引張試験では溶接熱影響部で破断し、引張強さは目標に到達していない。鋼板の強度も低めである。

鋼板記号ｂ−Ｂ１８は、Ｎｂ当量に+係わる析出強化元素としてＶ、Ｔａ、Ｚｒが含有されているが、上記、鋼板記号ｂ−Ｂ１７と同様、各々の含有量が過小であり、かつ、Ｎｂ当量としても過小であるため、溶接熱影響部の軟化量が大きく、継手引張試験では溶接熱影響部で破断し、引張強さは目標に到達していない。

鋼板記号ｂ−Ｂ１９は、Ｎｂ当量に係わる析出強化元素としてＣｒ、Ｍｏ、Ｔａが含有されており、各々の含有量は本発明範囲ではあるが、Ｎｂ当量としては過小であるため、溶接熱影響部の軟化量が大きく、継手引張試験では溶接熱影響部で破断し、引張強さは目標に到達していない。鋼板の強度も同様に低めである。

鋼板記号ｂ−Ｂ２０は、鋼板のＣｒ含有量が過大であるため、鋼板および溶接熱影響部の靭性が劣る。

鋼板記号ｂ−Ｂ２１は、鋼板のＷおよびＮｂ含有量が過大であるため、鋼板および溶接熱影響部の靭性が劣る。

以上の実施例からも、本発明のレーザ溶接用またはレーザ・アークハイブリッド溶接用の引張強さが１１００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法によれば、鋼板、継手とも引張強さが１１００ＭＰａ以上かつ靭性が−４０℃における２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーで２７Ｊ以上を十分安定的に満足できることが明らかである。

Claims (5)

1. レーザ溶接用またはレーザ溶接とガスシールドアーク溶接とを組み合わせたレーザ・アークハイブリッド溶接用の、引張強さが１１００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法であって、
   質量％で、
   Ｃ ：０．１２〜０．２０％、
   Ｓ ｉ：０．０３〜１．０％、
   Ｍｎ：０．５〜２．５％、
   Ｐ ：０．０２％以下、
   Ｓ ：０．０１％以下、
   Ａｌ：０．００２〜０．１％、
   Ｎｉ：０．６〜６％、
   Ｎ ：０．００１〜０．０１％
   をそれぞれ含有し、さらに、
   Ｃｒ：０．１〜３％、
   Ｍｏ：０．０５〜２％、
   Ｗ ：０．１０〜２％、
   Ｖ ：０．１２〜０．５０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、
   Ｔａ：０．００５〜０．５０％、
   Ｚｒ：０．００５〜０．５０％
   のうちの１種または２種以上を含有し、かつ、下記［１］式により定義されるＮｂ当量が０．０９〜０．８０％であり、下記［２］式により定義される炭素当量（Ｃｅｑ．）が０．４５〜１．２％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼片を、熱間で鋼板に圧延した後、該鋼板をＡｃ３変態点〜１０００℃の温度域に再加熱後、６００℃以上から開始し、４５０℃以上で終了する、冷却速度が２〜１００℃／ｓの加速冷却を行うことを特徴とする、レーザ溶接用またはレーザ・アークハイブリッド溶接用の引張強さが１１００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
   Ｎｂ当量＝Ｎｂ％＋０．３５Ｍｏ％＋０．２０Ｗ％＋０．７５Ｖ％＋０．３０Ｔａ％
   ＋０．２０Ｚｒ％＋０．０５Ｃｒ％ ・・・・・［１］
   Ｃｅｑ．＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４＋Ｍｎ％／６＋Ｎｉ％／４０＋Ｃｒ％／５＋Ｍｏ％／４
   ＋Ｗ％／８＋Ｖ％／１４ ・・・・・［２］
   ただし、上記［１］式、［２］式における、各元素の％はそれぞれ溶接金属中の各元素の質量％を示す。
2. 前記鋼片を熱間で鋼板に圧延する工程から、前期鋼板をＡｃ３変態点〜１０００℃の温度域に再加熱する工程に替えて、前記成分組成を有する鋼片を、Ａｃ３変態点〜１３００℃の温度域に加熱し、終了温度が６５０℃以上で、累積圧下率が３０〜９５％の熱間圧延を行い、引き続き、前記加速冷却を行うことを特徴とする、請求項１に記載のレーザ溶接用またはレーザ・アークハイブリッド溶接用の引張強さが１１００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
3. 前記加速冷却後に、４００℃以上、Ａｃ１変態点未満の温度域で焼戻すことを特徴とする、請求項１または２に記載のレーザ溶接用またはレーザ・アークハイブリッド溶接用の引張強さが１１００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
4. 前記鋼が、さらに、質量％で、
   Ｃｕ：０．００５〜１．５％、
   Ｃｏ：０．０１〜６％、
   Ｔｉ：０．００２〜０．０５％、
   Ｂ ：０．０００２〜０．００３０％
   のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載のレーザ溶接用またはレーザ・アークハイブリッド溶接用の引張強さが１１００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
5. 前記鋼が、さらに、質量％で、
   Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、
   Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、
   ＲＥＭ：０．０００２〜０．０１％
   のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載のレーザ溶接用またはレーザ・アークハイブリッド溶接用の引張強さが１１００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。