JP4358898B1 - 溶接性と継手低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板の製造方法 - Google Patents

溶接性と継手低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板の製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】溶接性と継手低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板を、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％、Ｍｎ：３．０〜３．５％、Ａｌ：０．００２〜０．１０％を含有し、Ｍｏ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．０９％以下、Ｖ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｂ：０．０００３％以下に制限し、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値０．２０〜０．２４％、焼入れ性指数ＤＩ値１．００〜２．６０である鋼片を、９５０〜１１０℃に加熱し、８５０℃以上の温度範囲での累積圧下率を７０〜９０％とする圧延の後、７８０〜８３０℃の範囲での累積圧下率を１０〜４０％とする圧延を７８０℃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以上の高張力厚鋼板を、高価なＮｉを使用せず、かつ、圧延後の再加熱焼戻し熱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１２ｍｍ以上４０ｍｍ以下の厚鋼板の形態で用いられるものである。なお、ここで、予熱フリーとは、室温において、被覆アーク、ＴＩＧまたはＭＩＧ溶接等を用いた、２．０ｋＪ／ｍｍ以下の入熱量の溶接によって、ＪＩＳＺ３１５８「ｙ形溶接割れ試験」を行った際、溶接割れ防止ための必要予熱温度が、２５℃以下である、または予熱が全く必要のないことをいう。
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以上の高張力鋼板には、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、そしてこれらの特性を全て満足し、かつ、廉価で、短工期で製造可能な７８０ＭＰａ以上の厚鋼板が板厚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）２．０ｋＪ／ｍｍ以下の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以上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以上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２００４−５２０６３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事ができない。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がある。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がある。
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以上と大きくする事が可能で、この場合、少ない合金元素添加量で母材組織をベイナイトやマルテンサイト組織とすることができ、７８０ＭＰａ級の母材強度が得られる。合金元素添加量が少ないので予熱しなくても溶接熱影響部の硬さを低く抑える事ができ、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必然的に小さくなる。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以上の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。
尚、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、好ましくは１０００ＭＰａ以下、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）室温におけるｙ形溶接割れ試験時の溶接割れ防止のための必要予熱温度が２５℃以下または、予熱不要。
（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−５０℃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、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、焼入れ性指数ＤＩ値で評価し得る鋼の焼入れ性を１．００以上、２．６０以下の最適範囲とし、その上さらに、Ｍｏ、Ｖ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｂの５元素を５元素とも添加しない場合に限り、Ｎｉ無添加で、−５０℃で良好な継手靭性が得られることを新規に知見した。
さらに、被覆アーク、ＴＩＧまたはＭＩＧ溶接等の入熱量２．０ｋＪ／ｍｍ以下の小入熱溶接時の予熱フリーの実現に向け、新規知見に基づき、Ｎｉ、および、Ｍｏ、Ｖ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｂの５元素を添加せず、上述のＣ量、ＤＩ値の範囲を満足する成分にて溶接性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０．２４％以下に規制する事で、ｙ形溶接割れ試験時の溶接割れ防止のための必要予熱温度を２５℃以下または、予熱不要とする事ができ、予熱フリー化が可能となる事がわかった。
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０．２４％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、Ｍｎを３．０％以上と多量に添加し、一般に組織の微細化を通して高強度・高靭性を得るのに有効とされるＮｂを逆に添加せず、Ｐｃｍ値にて０．２０％以上を満足するようにした上で、さらに、圧延条件をオーステナイト再結晶温度域である８５０℃以上と、未再結晶温度域である７８０〜８３０℃の、２つの温度域での、夫々の累積圧下率を厳格に規制し、さらに、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：０．０３０〜０．０５５％、Ｍｎ：３．０〜３．５％、Ａｌ：０．００２〜０．１０％を含有し、さらに、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｍｏ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．０９％以下、Ｖ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００３％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｂ：０．０００３％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０．２０〜０．２４％であり、かつ、下記に示される焼入れ性指数ＤＩ値が１．００〜２．６０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、９５０〜１１００℃に加熱し、８５０℃以上の温度範囲での累積圧下率を７０〜９０％とする圧延の後、７８０〜８３０℃の範囲での累積圧下率を１０〜４０％とする圧延を７８０℃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以上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：０．０５〜０．２０％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％の１種または２種を含有することを特徴とする、（１）に記載の溶接性と継手低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上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、（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以上の高張力厚鋼板の製造方法。
（４）板厚１２ｍｍ以上４０ｍｍ以下の厚鋼板を製造することを特徴とする、請求項１〜３のいずれかに記載の溶接性と継手低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上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、予熱フリーの溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の板厚１２ｍｍ以上４０ｍｍ以下の高張力厚鋼板を、高価なＮｉを使用せず、かつ、圧延後の再加熱焼戻し熱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、その工業界への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製造方法の限定理由を説明する。
Ｃは、本発明において重要な元素であり、母材強度・靭性、高溶接性、継手低温靭性を全て満足するためには、０．０３０〜０．０５５％に厳格に規制する必要がある。Ｃ添加量が０．０３０％を下回ると、母材および溶接熱影響部にて冷却時の変態温度が高温となりフェライト組織が生成するため母材強度・靭性および継手靭性が低下する。Ｃ添加量が０．０５５％を超えると、溶接時の必要予熱温度が２５℃を超えて予熱フリーを満足できず、また、溶接熱影響部が硬くなるため継手靭性も満足できない。
Ｍｎは、本発明において重要な元素であり、母材強度・靭性の両立のために、３．０％以上の多量の添加が必要である。３．５％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が生成し、板厚中心部の母材靭性の低下をもたらすので、上限を３．５％とする。
Ａｌは、脱酸元素として０．００２％以上の添加が必要である。０．１０％を超えて添加すると粗大なアルミナ介在物が生成し、靭性を低下させる場合があるのでその上限を０．１０％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事が望ましい。不可避的に混入する不純物元素としての許容値は０．０１％以下である。
Ｓは、Ｍｎを多量に添加する本発明方法においては粗大なＭｎＳを生成して母材および継手の靭性を低下させるため、含有しない事が望ましい。本発明では高強度と高靭性の両立に有効な高価なＮｉを使用しないので、粗大なＭｎＳの有害性は大きく、不可避的に混入する不純物元素としての許容値は０．００１０％以下であり、厳格な規制が必要である。
Ｎは０．００６０％を超えて添加すると、母材および継手靭性を低下させるので、その上限を０．００６０％とする。
Ｍｏ、Ｓｉ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂの５元素は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の上限値は、Ｍｏ：０．０３％、Ｓｉ：０．０９％、Ｖ：０．０１％、Ｔｉ：０．００３％、Ｂ：０．０００３％である。
Ｍｏ、Ｓｉ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ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５元素が５元素とも上記上限値未満である場合に限り、Ｎｉ無添加で、−５０℃で良好な継手靭性が得られる。これら５元素のうち１元素でも上記上限値を超えると、ＨＡＺ部に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、あるいは有害な介在物であるＴｉＮが生成する。これに対し、５元素とも上記上限値未満である場合に限り、島状マルテンサイトを含む粗大なベイナイト組織もＴｉＮもどちらも生成しない事が、継手の低温靭性が良好となる理由と考えられる。本発明では高強度と高靭性の両立に有効な高価なＮｉを使用しないので、島状マルテンサイトを含む粗大なベイナイト組織やＴｉＮの有害性は大きく、これら５元素は含有しないことが望ましい。
Ｎｂは、本発明において重要な元素であり、添加すると母材の強度・靭性が得られない。一般にＮｂは組織の微細化を通して高強度・高靭性を得るのに有効とされる。しかしながら、本発明のようにＣ含有量が少なくＭｎを多量に添加する成分系では、Ｎｂを添加する事により圧延時の歪みが過剰に蓄積され、圧延中およびその後の冷却中に局所的にフェライト組織や、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するため、母材の高強度・高靭性が得られない。Ｎｂは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の上限値は０．００３％である。
なお、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、ＮｂはＮｉと同様に高価な元素であるので、これら高価元素を添加せずに良好な特性が得られる本発明は、単にＮｉ無添加とする以上に大きな合金コスト低減メリットがある。
Ｃｕは、母材強度の確保のためにＰｃｍ値、ＤＩ値の規制範囲内で添加しても良い。この効果を得るためには、０．０５％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｎｉ無添加でＣｕを０．２０％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、その上限を０．２０％とする。不可避的に混入するＣｕの含有量は、具体的には０．０３％以下である。
Ｃｒは、母材強度の確保のためにＰｃｍ値、ＤＩ値の規制範囲内で添加しても良い。この効果を得るためには、０．０５％以上の添加が必要である。しかしながら、１．００％を超えて添加すると母材及び継手の靭性が低下するので、その上限を１．００％とする。不可避的に混入するＣｒの含有量は、具体的には０．０３％以下である。
ＭｇおよびＣａの１種または２種を添加することにより、微細な硫化物や酸化物を形成して母材靭性および継手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。不可避的に混入するＮｉの含有量は、具体的には０．０３％以下である。
溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値は０．２４％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０．２４％以下とする。Ｐｃｍ値が０．２０％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０．２０％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、［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１．００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１．００を下限とする。ＤＩ値が２．６０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を多く含むようになり継手低温靭性が低下するため、その上限を２．６０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]は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌの質量％で表した含有量を意味する。焼入れ性指数ＤＩ値の各元素の係数は新日鉄技報第３４８号（１９９３）、１１ページに記載のものである。
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、圧延に必要な９５０℃以上とする必要がある。１１００℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化して靭性が低下する。特に、本発明のＮｉ無添加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。本発明のＣ含有量が少なくＮｂを添加しない成分系では、固溶ＣやＮｂＣによるオーステナイト粒成長抑制効果が小さく加熱時の初期オーステナイト粒が粗大化しやすいので、加熱温度の上限は１１００℃に厳格に規制する必要がある。
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・高靭性を得るために７０％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８５０℃以上である。このため、８５０℃以上での累積圧下率を７０％以上とする必要がある。ここで、累積圧下率とは、８５０℃以上での圧延の総圧下厚を、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９０％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９０％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、母材の高強度・高靭性を得るために１０％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７８０〜８３０℃である。このため、７８０〜８３０℃での累積圧下率を１０％以上とする必要がある。ここで、累積圧下率とは、７８０〜８３０℃での圧延の総圧下厚を、７８０〜８３０℃での圧延開始厚で除し％表示したものである。累積圧下率が４０％を超えると過剰な圧延歪の蓄積により局所的にフェライト組織や、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、母材の高強度・高靭性が得られないので、その上限を４０％とする。
同じように、圧延温度が７８０℃を下回ると過剰な圧延歪の蓄積により局所的にフェライト組織や、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、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７８０℃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、局所的にフェライト組織や、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、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、局所的にフェライト組織や、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、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冷却速度である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、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。この時の停止温度とは、冷却終了後に鋼板が復熱した時の鋼板表面温度とする。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１〜２１は本発明例であり、表５〜７の２２〜７３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。尚、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。
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これらの鋼板についての母材強度（母材降伏応力、母材引張強さ）、母材靭性、溶接性（必要予熱温度）、継手低温靭性（溶接熱影響部靭性）の評価結果を表４〜７に示す。
母材強度は、ＪＩＳＺ２２０１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、ＪＩＳＺ２２４１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ＪＩＳＺ２２０２に規定の衝撃試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４２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、１４〜１６℃にて、ＪＩＳＺ３１５８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３．０ｋＪ／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ＪＩＳＺ２２０２に規定の衝撃試験片を採取して、−５０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−５０）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、母材靭性（ｖＥ−８０）が１００Ｊ以上、必要予熱温度が２５℃以下、溶接熱影響部靭性がｖＥ−５０にて６０Ｊ以上とした。
本発明例１〜２１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、母材靭性（ｖＥ−８０）が１００Ｊ以上、必要予熱温度が２５℃以下、溶接熱影響部靭性がｖＥ−５０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２２はＣ添加量が少ないため、比較例２５はＭｎ添加量が少ないため、比較例３２、３３はＮｂが添加されているため、比較例４４、４５はＰｃｍ値が低いため、比較例５５、５６は８５０℃以上での累積圧下率が７０％を下回るため、比較例５７、５８は７８０〜８３０℃での累積圧下率が１０％を下回るため、比較例５９、６０は７８０〜８３０℃での累積圧下率が４０％を上回るため、比較例６１、６２、６９は圧延終了温度が７８０℃を下回るため、比較例６３、６４、７０は水冷開始温度が７００℃を下回るため、比較例６５、６６、７１は冷却速度が８℃／ｓｅｃを下回るため、比較例６７、６８、７２、７３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。
以下の比較例は母材靭性が不足する。比較例２６はＭｎ添加量が多いため、比較例２７はＰ添加量が多いため、比較例２８はＳ添加量が多いため、比較例２９はＣｒ添加量が多いため、比較例３２、３３はＮｂが添加されているため、比較例３６、３７はＴｉが添加されているため、比較例３８はＡｌ添加量が多いため、比較例４１、４２、４３はそれぞれ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｎ添加量が多いため、比較例４４、４５はＰｃｍ値が低いため、比較例５３、５４は加熱温度が高いため、比較例５５、５６は８５０℃以上での累積圧下率が７０％を下回るため、比較例５９、６０は７８０〜８３０℃での累積圧下率が４０％を上回るため、比較例６１、６２、６９は圧延終了温度が７８０℃を下回るため、比較例６３、６４、７０は水冷開始温度が７００℃を下回るため、比較例６５、６６、７１は冷却速度が８℃／ｓｅｃを下回るため、比較例６７、６８、７２、７３は冷却停止温度が３５０℃を上回るため、母材靭性が不足する。
比較例２３はＣ添加量が多いため、比較例４６、４７、４９はＰｃｍ値が高いため、必要予熱温度が２５℃を上回り、予熱フリーを満足しない。
また、以下の比較例は、継手低温靭性（溶接熱影響部靭性）を満足しない。すなわち、比較例２２はＣ添加量が少ないため、比較例２３はＣ添加量が多いため、比較例２４はＳｉが添加されているため、比較例２７、２８はそれぞれＰ、Ｓ含有量が多いため、比較例３０、３１はＭｏが添加されているため、比較例３４、３５はＶが添加されているため、比較例３６、３７はＴｉが添加されているため、比較例３８はＡｌ添加量が多いため、比較例３９、４０はＢが添加されているため、比較例４１、４２、４３はそれぞれ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｎ添加量が多いため、比較例４４、４５はＤＩ値が低いため、比較例４８、４９はＤＩ値が高いため、比較例５０、５１、５２はＭｏ、Ｖ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｂのいずれかの３〜４元素が添加されているため、いずれも継手低温靭性を満足しない。なお、比較例４９は、Ｎｉ無添加鋼にＣｕが０．２０％を超えて添加されていたため、スラブ鋼片表面に微細な割れを生じ、熱間圧延前に部分的に表面を数ｍｍ研削する必要が生じ、生産性が低下した。

Claims (4)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．０３０％以上、０．０５５％以下、
    Ｍｎ：３．０％以上、３．５％以下、
    Ａｌ：０．００２％以上、０．１０％以下、
    を含有し、さらに
    Ｐ ：０．０１％以下、
    Ｓ ：０．００１０％以下、
    Ｎ ：０．００６０％以下、
    Ｍｏ：０．０３％以下、
    Ｓｉ：０．０９％以下、
    Ｖ ：０．０１％以下、
    Ｔｉ：０．００３％以下、
    Ｂ ：０．０００３％以下、
    Ｎｂ：０．００３％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０．２０〜０．２４％であり、かつ、下記に示される焼入れ性指数ＤＩ値が１．００〜２．６０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、９５０℃〜１１００℃に加熱し、
    ８５０℃以上の温度範囲での累積圧下率を７０〜９０％とする圧延の後、
    ７８０〜８３０℃の範囲での累積圧下率を１０〜４０％とする圧延を７８０℃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以上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：０．０５％以上、０．２０％以下、
    Ｃｒ：０．０５％以上、１．００％以下、
    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に記載の溶接性と継手低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板の製造方法。
  3. さらに、質量％で、
    Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
    Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１％以下
    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以上の高張力厚鋼板の製造方法。
  4. 板厚１２ｍｍ以上４０ｍｍ以下の厚鋼板を製造することを特徴とする、請求項１〜３のいずれかに記載の溶接性と継手低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板の製造方法。
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