JP4469354B2

JP4469354B2 - 溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法

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Publication number: JP4469354B2
Application number: JP2006135086A
Authority: JP
Inventors: 昌毅溝口; 政昭藤岡; 学星野; 洋一田中
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-05-15
Filing date: 2006-05-15
Publication date: 2010-05-26
Anticipated expiration: 2026-05-15
Also published as: JP2007302978A

Description

本発明は、建築、造船、橋梁および土木等の各分野に用いられる、溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級高強度鋼材に関する製造方法に関するものである。

近年、船舶や建築物等の鋼構造物の大型化に伴い、使用される鋼材の高強度化が進行している。高強度鋼材を使用することで、鋼材の使用量を減らすことができるため、構造物内の空間の拡大や重量の低減といったメリットが得られる。

従来、高強度鋼材を製造するにあたっては、実製造上で安定的に強度と靭性を得るために、加速冷却による焼入れを行った後に焼戻し熱処理を行う方法にて製造するのが一般的である。例えば、特許文献１には、鋼板を圧延後、オンラインで焼入れし、その後オフラインで焼戻し熱処理を行う発明が開示されている。また、特許文献２には、鋼板を圧延後、焼入れし、その後オンラインで焼戻し熱処理を行う発明が開示されている。

また、生産性向上のために、焼戻し熱処理自体を省略する製造プロセスの開発も行われている。例えば、特許文献３には、高強度鋼材を製造する方法において、熱間圧延をＡｒ₃点以上、８００℃以下で終了し、その後４５０℃以上、５４０℃以下の温度範囲まで加速冷却を行う発明が開示されている。また、特許文献４には、高強度鋼材を製造する方法において、１０２０℃未満、９２０℃超の範囲で累積圧下率が１５％以下となるように圧延を行い、９２０℃以下、８６０℃以上の範囲で累積圧下率が２０％以上、５０％以下となるように圧延を行い、その後８００℃以上から加速冷却を行い、７００℃以下、６００℃以上の範囲で加速冷却を停止する発明が開示されている。また、特許文献５および６には、熱間圧延をＡｒ₃点以上で終了し、その後平均冷却速度２０℃／秒で冷却を行う発明が開示されている。また、特許文献７には、高強度鋼材を製造する方法において、１０００℃以上、１２５０℃範囲で累積圧下率が３０％以上の圧延を行い、仕上圧延をＡｒ₃点以上で行う発明が開示されている。

さらに、焼戻し熱処理だけでなく、加速冷却も省略し、熱間圧延ままで高強度鋼材を製造する方法の開発も行われている。例えば、特許文献８には、高強度鋼材を製造する方法において、熱間圧延を６００℃超、７００℃未満にて終了する発明が開示されている。また、特許文献９には、高強度鋼材を製造する方法において、熱間圧延を８００℃以上で終了する発明が開示されている。また、特許文献１０には、高強度鋼材を製造する方法において、Ａｒ₁＋１０℃以上、Ａｒ₃−１０℃以下で累積圧下率１６％以上、３０％以下の圧延を行い、さらにＡｒ₁＋１０℃以上、Ａｒ₁＋５０℃以下の範囲で仕上圧延を行ない、その後空冷する発明が開示されている。また、特許文献１１には、高強度鋼材を製造する方法において、熱間圧延を９５０℃以上で終了する発明が開示されている。また、特許文献１２には、高強度鋼材を製造する方法において、オーステナイト部分再結晶温度域で全圧下量の５０％以上を熱間圧延し、その後冷却する発明が開示されている。

特開平０５−１７１２７２号公報特開２００２−３１７２２７号公報特許第２７７６１７４号公報特開２００５−１２６８１９号公報特開２００４−０５２０６３号公報特開２００４−０８４０１９号公報特開２００３−１４７４７７号公報特公昭６２−００１４５７号公報特開平０８−１４４０１９号公報特開平０８−１８８８２３号公報特開平１０−２１９３９０号公報特開２００５−２２６１５８号公報

しかしながら、上記の特許文献１に記載の発明では、鋼板の製造過程においてオフラインでの焼戻し熱処理が必要であり、そのために生産性の低下が避けられないという問題がある。また、特許文献２に記載の発明では、誘導加熱による急速加熱を行うことでオンラインでの焼戻し熱処理を実現しており、強度範囲によらず生産性向上が図れる点において有利であるが、紹介されている誘導加熱炉の導入に非常に大きな設備投資が必要であるという問題がある。また、特許文献３に記載の発明では、実施例によると、８０ｋ級の強度を得るためにはＣ量を０．１０％添加する必要があり、そのために溶接熱影響部の靭性が低下すると考えられる。また、Ｃ量が多いために、加速冷却の冷却速度や停止温度の変動により鋼板の強度が大きく変動することが予想され、実製造プロセスへの適用は困難と考えられる。また、特許文献４に記載の発明では、加速冷却の冷却速度や停止温度の変動による強度の変化を抑えるために、Ｃ量を０．０３％以上、０．０７％以下に制限しており、加速冷却を用いる場合は高い生産性で製造が可能であるが、該当成分系で加速冷却を用いない場合は、熱間圧延の仕上温度を低くする必要があり、生産性が低下するという問題がある。また、特許文献５に記載の発明では、Ｃ量を０．０３％以下に制限する等、合金元素を低減しており、溶接熱影響部の靭性では有利と考えられるが、２０℃／秒以上の平均冷却速度による加速冷却が可能な、板厚２０ｍｍ以下の鋼板を対象としており、さらに厚い板厚のもの、および、オンラインでの加速冷却を行うと形状が悪化するために加速冷却が実製造上困難になると思われる板厚１０ｍｍ程度以下の薄手材に対しては、適用できないプロセスである。また、特許文献６に記載の発明では、熱間圧延後の加速冷却を２０℃／秒以上の平均冷却速度で行うことを規定しており、特許文献５と同様の問題を抱えている。また、特許文献７に記載の発明では、Ｃ量を０．０５％以上に規定しており、溶接熱影響部の靭性が低下すると思われる。また、特許文献８に記載の発明では、Ｃ量を０．０３％未満に規定しており、溶接熱影響部の靭性には優れると思われるが、合金添加量が低く、また熱間圧延を８００℃以上で終了していることもあり、７８０ＭＰａ級の強度は得られていない。また、特許文献９に記載の発明では、Ｃ量を０．１０％以上、０．２０％以下に規定しており、Ｃ量が多いために溶接熱影響部の靭性が低下することや、Ｍｏ量を０．１０％以上、０．８０％以下、Ｂを０．０００５％以上、０．００１５％以下添加することを規定して、必要以上に焼入れ性を高めており、Ａｒ₃点が低くなるために、鋼板の温度が２相域温度に下がるのを待つ時間が長くなり、生産性が必要以上に低下するという問題がある。また、特許文献１０に記載の発明では、Ｃ量を０．１０％以上、０．２０％以下に規定しており、溶接熱影響部の靭性が低下すると思われる。また、熱間圧延を９５０℃以上で終了することを規定しており、そのために、焼戻し熱処理を行わず熱間圧延ままとする場合は、必要以上にＹＳが低くなるという問題がある。また、特許文献１１に記載の発明では、熱間圧延後に冷却を行うとあるが、この冷却に関しては、実施例によると、全て加速冷却を用いなければ実現不可能な冷却速度で行われており、空冷では充分な強度は得られないと考えられる。また、特許文献１２に記載の発明では、強度確保のためにＮｉ量を０．４０％以上、Ｃｒ量を０．３０％以上、且つＭｏを０．１０％以上、とそれぞれ規定しており、合金コストが高いという問題がある。

そこで、本発明は、上記の問題点を有利に解決して、従来に無い低合金成分且つ高い生産性にて、溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法を提供することを目的とするものである。

本発明者らは、引張強さ７８０ＭＰａ級高強度鋼材を製造方法に関し、熱間圧延後に空冷することで高い生産性を確保できる製造方法について、実験と解析を通して鋭意研究開発を重ねてきた。その結果、鋼のＹＳおよびＴＳを支配する因子を明確化し、従来と比べて高い生産性、低合金成分にて、高強度鋼材を製造するための知見を得た。

すなわち、引張強さ７８０ＭＰａ級以上の高強度鋼材を製造するにあたり、熱間圧延ままで６５０ＭＰａ以上の高いＹＳをも同時に実現するためには、Ａｒ₃点前後の温度における制御圧延による、フェライトまたはベイナイト組織の細粒化強化だけでなく、Ａｒ₃点以下でのフェライト、ベイナイト、およびパーライト等の変態後の組織を圧延することによる加工強化の方が、実製造上、コスト的に有利である。

加速冷却を用いない熱間圧延ままの製造プロセスで高強度鋼を製造する際には、空冷の冷却速度でもベイナイト・マルテンサイト変態による組織強化を得るために、焼入れ性を高める合金元素を大量に添加することや、析出強化や固溶強化を利用するための合金元素を大量に添加することが行われてきた。これらの指針により、確かに高いＴＳを実現することは可能であるが、このような高合金組成の鋼を熱間圧延すると、島状ＭＡが製造鋼中に多量に生成するためにＹＳが低下して必要以上に低降伏比となる。そのため、ＹＳを確保するために必要以上の合金元素の添加が必要になっていた。また、焼入れ性を高める合金元素を多量に添加する程Ａｒ₃変態点が下がるため、熱間圧延プロセスにおける効果的な強度確保手法である、細粒化強化や二相域圧延による加工強化を利用する際には、鋼片の温度低下を待つ時間が長くなり、生産性の点でも問題となっていた。その他、圧延温度の低下に伴い、鋼材の音響異方性が増大するという問題もある。

さらに、先に述べたように、島状ＭＡによる上降伏点の消失等の問題にあたっては、本発明者らの検討により、Ａｒ₃点が高い成分系である程、Ａｒ₃点以下での二相域圧延を行った際の上降伏点の回復が大きいことが分かっている。

本発明者らは、以上のような知見を基に、７８０ＭＰａ級以上の高強度鋼材を従来にない低合金系且つ高い生産性で製造するための成分系について詳細に検討を重ねた。その結果、引張強さ７８０ＭＰａ級高強度鋼材を加速冷却を用いない熱間圧延ままのプロセスにおいて製造するためには、従来の高強度鋼の成分設計とは異なり、焼入れ性を向上する元素の添加を極力避けてＡｒ₃点を上昇させること、および島状ＭＡの生成を抑制すること、さらに、Ａｒ₃点以下での強化量を増大させるために、フェライトおよびベイナイト中での加工誘起析出の速度が速い合金元素を積極的に利用することが有効であるとの結論に至った。

本発明者らは、このような知見に従い、引張強さ７８０ＭＰａ級高強度鋼材において、Ａｒ₃点を従来の高強度鋼材が想定していないレベルまで高温化するための成分組成、熱間圧延の必要条件等、必要な特性を満足するための具体的要件を鋭意検討し、引張強さ７８０ＭＰａ級の強度を達成するのみならず、従来に無い低合金成分且つ高い生産性にて、良好な溶接熱影響部の靭性を得ることのできる本発明を成すに至った。

本発明の要旨は以下に述べる通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．００５％以上、０．０３０％未満、Ｓｉ：０．０５％未満、Ｍｎ：１．０％以上、２．５％以下、Ｎｂ：０．０２％以上、０．０８％以下、Ａｌ：０．００１％以上、０．１０％以下、Ｎ：０．０００１％以上、０．０１％以下を含有し、さらに、Ｃｒ：０．０１％以上、２．０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．０５％以下、Ｃｕ：０．０１％以上、２．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、１．０％以下、Ｖ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｗ：０．０１％以上、３．０％以下の内の１種または２種以上を含有し、下記式１で表される溶接割れ感受性指数Ｐ_CMが０．２５以下であり、残部が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を、１０２０℃以上、１３００℃以下に加熱し、その後圧延するにあたり、１０２０℃以下、９２０℃超の範囲での累積圧下率を６０％未満とし、Ａｒ₃点未満での累積圧下率を３０％以上、９５％以下となるように行い、圧延終了後冷却することを特徴とする、溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法。
式１：Ｐ_CM＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
なお、式１中の［］は各合金元素の添加量を質量％で表したものである。
（２）さらに、質量％で、Ｚｒ：０．００１〜０．０１０、Ｃａ：０．００１〜０．０１０、Ｍｇ：０．００１〜０．０１０、Ｈｆ：０．００１〜０．０１０、ＲＥＭ：０．００１〜０．０１０の内の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法。
（３）さらに、Ａｃ₁点以下の温度で、焼戻し熱処理を行うことを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法。

本発明によれば、溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級の高強度鋼板を、合金元素の少ない経済的成分系と生産性の高い非調質の製造方法にて得ることが可能となり、その産業上の効果は計り知れない。

以下に、本発明における成分組成と圧延条件の限定理由について述べる。

まず、本発明においては、７８０ＭＰａ級の高強度鋼のＹＳおよびＴＳを確保するために、二相域圧延を積極的に利用することが目的であり、その加工誘起析出による強化、および生産性の向上を目的として、従来以上のＡｒ₃点の上昇、および成分組成と圧延条件を実現することが特徴である。

まず、本発明における熱間圧延条件について述べる。

本発明では、鋼片を１０２０℃以上１３００℃以下に加熱し、その後圧延する。１０２０℃未満のオーステナイト中で長時間保持するとＮｂやＴｉが粗大析出してしまい、強度上昇に寄与しなくなるロスが大きくなるので、下限を１０２０℃とした。一方、本発明鋼の用途及び成分系から考えて、１３００℃を超える温度で加熱する必要はなく、また１３００℃を超える温度での加熱では不必要に鋼材表面の酸化を助長するので、上限を１３００℃とした。

本発明では、Ａｒ₃点以下での圧延による加工誘起析出の最大限の利用を目指すため、フェライトおよびベイナイト中での析出が最も速いＮｂを析出強化元素として利用する。
フェライト、ベイナイト、またはオーステナイト中におけるＮｂの析出は、熱間圧延を行うによって促進される。しかし、高温のオーステナイト中での粗圧延中にＮｂの析出が起こると、この析出物は急速に粗大化し、鋼板製造後の強度上昇には寄与しない無駄な析出となることが、特許文献４に記載の発明により明らかにされている。従って、このオーステナイト中での粗大析出によるロスを最小限に抑えるためには、９２０℃超、１０２０℃以下の温度範囲での圧延を極力行わないことが好ましい。ところが、本発明では、焼入れ性の低下と溶接熱影響部の靭性向上のために特許文献４に記載の発明よりＣの成分範囲を低く制限している。そのため、本発明では、Ｎｂ−Ｃの溶解度積から決まるオーステナイト中での固溶限界温度が低下しており、その結果、９２０℃超、１０２０℃以下での圧延も許容されるが、その許容される累積圧下量の上限は６０％未満である。

Ａｒ₃点未満の温度域での圧下に関しては、その圧下量が大きい程強度が上昇するが、累積圧下量３０％未満では６５０ＭＰａ以上のＹＳが得られないこと、および、９５％超では強化が飽和することから、累積圧下量を３０％以上、９５％以下と規定する。

なお、本発明では、このＡｒ₃点以下の圧延による加工強化が大きく得られるように成分設計されているので、圧延後は空気中での放冷で構わないが、さらにこの後に加速冷却を行っても本発明の趣旨を損なうものではない。

この際、Ｃ含有量が少なく、ＮｂもしくはＴｉの析出強化を利用しており、さらに島状ＭＡの生成量が少ないため、本発明鋼は水冷停止４００〜６５０℃の広い範囲で、ＹＳおよびＴＳが安定する結果が得られる。但し、この加速冷却の停止温度は、強度上昇を得るために６５０℃以下に設定する必要がある。

さらに、熱間圧延後、空気中での放冷を行った後もしくは加速冷却を行った後に、焼戻し熱処理過程を行うことによりさらに強度を上昇させ、安定化することも可能である。この焼戻し熱処理の温度は、安定的な強度の確保の観点から、Ａｃ₁点以下に制限する必要がある。

以下に、本発明における成分組成の限定理由について述べる。

Ｃは、Ａｒ₃点の高温化のため、溶接部ＨＡＺ靭性の向上のため、および、オーステナイト中におけるＮｂの粗大析出を抑制するために、添加量を０．０３０％未満に抑える必要がある。なお、Ｃ添加量を０．００５％未満に抑えると、Ｎｂ等の他の合金元素と形成する炭化物の析出量が低下し強度が不足するために、０．００５％以上の添加が必要である。

Ｓｉは、島状ＭＡの生成を促進しＹＳを下げるために、添加量を０．０５％未満に制限する必要がある。より好ましくは積極的に添加せず、不可避不純物レベルとすることである。

Ｍｎは、強度上昇に有効な元素であり、ＴＳを確保するために１．０％以上の添加を行うが、Ａｒ₃点を低下させるので添加量を抑えることが望ましいため、２．５％以下と限定する。

Ｎｂは、フェライトまたはベイナイト中での析出が速いために、Ａｒ₃点以下での加工誘起析出を得るために有効であり、また組織の細粒化にも寄与する。これらの効果を得るためには０．０２％以上の添加が必要であるが、０．０８％超の添加では溶接部ＨＡＺ靭性を著しく低下させること、および強化が鈍くなるので、上限を０．０８％に制限する。

Ａｌは、脱酸および加速冷却前のオーステナイト粒径の細粒化等に有効な元素であり、さらに、Ａｒ₃点を高温化する効果もあるため、０．００１％以上を添加する必要があるが、０．１０％を超えて添加すると粗大な酸化物の形成により延性・靭性を大きく低下させるため、０．００１〜０．１０％の範囲内とする。

Ｎは、ＡｌやＮｂと結合して、オーステナイト粒の微細化や、フェライトまたはベイナイト中での析出強化に有効な元素であるために０．０００１％以上を添加するが、多量の添加では固溶Ｎ量を増加させ靭性を劣化させるので、上限を０．０１％に限定する。

Ｃｒは、強度上昇に有効な元素であり、明瞭な強度上昇を得るためには０．０１％以上の添加が必要である。しかし、２．０％超の添加は溶接部ＨＡＺ靭性を低下させるため、Ｃｒを添加する場合は０．０１％以上、２．０％以下の範囲とする。

Ｔｉは、フェライトまたはベイナイト中での析出が速いために、Ａｒ₃点以下での加工誘起析出を得るために有効であり、組織の細粒化強化にも大きく寄与し、さらに、強いフェライト安定化元素でありＡｒ₃点を高温化することにも寄与する。これらの効果を発揮するためには０．００１％以上の添加が必要であるが、０．０５％超の添加では溶接熱影響部の靭性を著しく低下させることや強化が飽和することのために、Ｔｉを添加する場合は０．００１％以上、０．０５％以下の範囲とする。

Ｃｕは、空冷の冷却速度では焼入れ性を大きく上昇させず、また、析出強化と固溶強化をもたらすために強度上昇に有効な元素である。これらの効果を発揮するためには０．０１％以上の添加が必要であるが、２．０％超の添加では溶接熱影響部の靭性を低下させるため、Ｃｕを添加する場合は０．０１％以上、２．０％以下の範囲とする。

Ｍｏは、組織強化による強度上昇に有効であり、明瞭な強度上昇を得るためには０．０１％以上の添加を必要とするが、１．０％を超えて添加すると、残留ＭＡの生成によりＹＳを下げること、および溶接熱影響部の靭性を著しく低下させること等の問題があるために、Ｍｏを添加する場合は０．０１％以上、１．０％以下の範囲とする。

Ｖは、析出強化による強度上昇に有効であり、明瞭な強度上昇を得るためには０．００１％以上の添加を必要とするが、０．０５０％を超える添加では溶接部ＨＡＺ靭性を低下させるため、Ｖを添加する場合は０．００１％以上、０．０５０％以下に限定する。

Ｗは、固溶強化や組織強化により強度上昇に有効な元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上の添加を必要とするが、３．０％を超えて添加するとコストが高くなるため、Ｗを添加する場合は０．０１％以上、３．０％以下の範囲とする。

Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、ＨｆおよびＲＥＭに関しては、脱酸や靭性の向上のために添加を行うことができる。これらの効果を得るためには０．００１％以上の添加が必要であるが、コストの問題から上限を０．０１０％と制限する。従って、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｈｆ、およびＲＥＭを添加する場合は、０．００１％以上、０．０１０％以下の範囲とする。

なお、本発明による成分系は、Ｃをはじめ焼入れ性に寄与する元素の添加を極力避けているため、溶接の際の熱影響の靭性についても非常に良好な結果を示すものとなっている。

本発明は、鋼成分を上記のように定めることにより、Ａｒ₃点温度を十分に高温化し、析出強化量とのバランスを取ることが可能となる。

また、溶接割れ感受性指数Ｐ_CMも０．２５％以下の水準に抑えており、溶接割れも防止される範囲となっている。
式１：Ｐ_CM＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
なお、式１中の［］は各合金元素の添加量を質量％で表したものである。

表１に示す成分組成の溶鋼を真空溶解炉にて作製しインゴット形に鋳造した。表１の空欄は、その成分を添加していないことを示す。その鋼片を、適宜圧延、鍛造、もしくは切断して、厚さ６０〜５００ｍｍのスラブを作製し、そのスラブに対して、表２に示す条件の熱間圧延、加速冷却、および焼戻し熱処理を行い、厚さ６〜５０ｍｍの厚鋼板とした。

Ａｒ₃点温度は圧延方法によっても若干変動するが、本実施例の範囲であれば鋼成分のみによってほぼ確定することができる。表２に示すＡｒ₃点温度は、実験データ及び文献から校正した次の式に基づいて計算している。
Ａｒ₃＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］−１５［Ｎｂ］−５０×［Ｎｉ］−８０×［Ｍｏ］−１５×［Ｃｒ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｗ］−１０５０×［Ｂ］＋２４．６×［Ｓｉ］＋７００×［Ｐ］＋６０×［Ｔｉ］＋１９０×［Ｖ］＋４０×［Ａｌ］
なお、式中の［］は各合金元素の添加量を質量％で表したものである。

これらの厚鋼板について、ＪＩＳＺ２２４１に準拠の引張試験を行いＹＳおよびＴＳ等を測定した結果を表２中に示す。引張試験片はＪＩＳＺ２２０１に準拠の１３Ｂ号もしくは１０号試験片を用いた。また、これらの厚鋼板について、ＪＩＳＺ３１５８準拠の斜めｙ型溶接割れ試験を行った結果を表２中に示す。また、これらの厚鋼板について、入熱１０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接時の熱影響部１ｍｍ位置（ＨＡＺ１）に相当する熱サイクルを与えたＪＩＳＺ２２０２に準拠の２ｍｍＶノッチ試験片もしくはサブサイズ２ｍｍＶノッチ試験片を用いて−５℃にてシャルピー試験を行った結果を表２中に示す。なお、各特性の目標値は、ＹＳが６５０ＭＰａ、ＴＳが７８０ＭＰａ、溶接熱影響部靭性が吸収エネルギー４７Ｊ以上、溶接割れ試験は割れないことである。

表１、表２の結果から、本発明法に従った成分組成および製造方法は、ＹＳ、ＴＳ、溶接割れ、および溶接熱影響部靭性など、全て良好な結果を示すことがわかる。これに対し、本発明鋼の範囲を逸脱する比較鋼は、ＹＳ、ＴＳ、溶接割れ、および溶接熱影響靭性などの基本特性が少なくとも一つ以上不充分であることが分かる。

また、表１と表２の結果を、Ａｒ₃点以下の圧下量を横軸に、ＹＳおよびＴＳを縦軸に取ってプロットした結果を図１に示す。図１中では、本発明鋼は丸、比較鋼は三角にてプロットをしているが、本発明鋼は全て目標の強度範囲を満たす。比較鋼の場合は、強度範囲を満たさないか、もしくは、強度範囲を満たすものの、溶接熱影響部の靭性が悪かったものか、または溶接割れを起こしたものである。

本発明の実施例による鋼材のＡｒ₃点以下の累積圧下率とＹＳ、ＴＳの関係を示す図である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．００５％以上、０．０３０％未満、
Ｓｉ：０．０５％未満、
Ｍｎ：１．０％以上、２．５％以下、
Ｎｂ：０．０２％以上、０．０８％以下、
Ａｌ：０．００１％以上、０．１０％以下、
Ｎ：０．０００１％以上、０．０１％以下
を含有し、さらに、
Ｃｒ：０．０１％以上、２．０％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．０５％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上、２．０％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上、１．０％以下、
Ｖ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ｗ：０．０１％以上、３．０％以下
の内の１種または２種以上を含有し、下記式１で表される溶接割れ感受性指数Ｐ _CM が０．２５以下であり、残部が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を、１０２０℃以上、１３００℃以下に加熱し、その後圧延するにあたり、１０２０℃以下、９２０℃超の範囲での累積圧下率を６０％未満とし、Ａｒ ₃ 点未満での累積圧下率を３０％以上、９５％以下となるように行い、圧延終了後冷却することを特徴とする、溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法。
式１：Ｐ _CM ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
なお、式１中の［］は各合金元素の添加量を質量％で表したものである。
さらに、質量％で、
Ｚｒ：０．００１〜０．０１０、
Ｃａ：０．００１〜０．０１０、
Ｍｇ：０．００１〜０．０１０、
Ｈｆ：０．００１〜０．０１０、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０１０
の内の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に記載の溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法。
さらに、Ａｃ₁点以下の温度で、焼戻し熱処理を行うことを特徴とする、請求項１または２に記載の溶接熱影響部の靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ級高強度鋼材の製造方法。