JP4710423B2 - 耐ｓｓｃ特性に優れた高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は鋼板（母材）および鋼板を溶接した後の溶接熱影響部の耐ＳＳＣ特性に優れた高張力鋼板の製造方法に関し、引張強度５５０ＭＰａ級以上として好適なものに関する。
硫化水素（Ｈ２Ｓ）によるＳＳＣ（硫化物（サルファイド）応力腐食割れ）は、Ｈ２Ｓによる腐食反応によって発生する水素が多量に鋼中に侵入し、硫化物（サルファイド）を起点として生じる水素割れの一種で、ＬＰＧタンク等各種貯蔵タンクや天然ガス輸送用パイプラインなどで発生することが多い。
ＳＳＣの発生にはミクロ組織や非金属介在物が影響を与えるが、鋼の硬さの影響が最も大きくビッカース硬さ２４８Ｈｖ以下とした場合、その発生が抑制されることが知られている。
そのため、ＳＳＣの発生が懸念される腐食環境で使用される鋼材では、鋼材表面硬度や溶接部の硬さをビッカース硬さ２４８Ｈｖ以下（ロックウエル硬さ２２ＨＲＣ以下）とすることが強く求められる。
鋼構造物には、調質型溶接構造用高張力鋼が用いられることが多いが、成分組成として添加される合金成分が多いため、鋼板の表層部分や溶接部が硬化しやすい。
高強度化に伴いその傾向が顕著となるため、主に、引張強度５５０ＭＰａ級以上の鋼を対象として、それらの硬化を防止する種々の技術が提案されている。
高強度化に伴いその傾向が顕著となるため、主に、引張強度５５０ＭＰａ級以上の鋼を対象として、それらの硬化を防止する種々の技術が提案されている。
特許文献１は、耐ＳＳＣ特性に優れた高張力鋼板の製造方法に関し、焼入れされた鋼板表面にエレクトロンビームやレーザビームなどを照射し、表面部を焼き戻して軟化させることを提案している。
特許文献２は、鋼板表面部を軟化させるため、熱間圧延後の冷却を一端中断し、鋼板表面温度をＡｃ１変態点以上に復熱させ、鋼板表面に生成したベイナイト相の一部を軟質なフェライト相とし、再び冷却することを提案している。
特許文献３は、引張強度５５０ＭＰａ級以上の高張力鋼に耐ＳＳＣ特性を付与するため、鋼の成分組成をＮｂ添加系とし直接焼入れ焼戻しと組合わせることにより母材強度を確保し、更に、Ｎｂ添加系において低ＣーＢ無添加系とすることにより溶接部の硬さを低減させることを提案している。
特開平４−１７６１３号公報
特開平３−１８８２１６号公報
特開平２−８３２２号公報
特許文献１記載のように、鋼板の表裏面に対し、エレクトロンビームやレーザビームなどを照射することを実操業に適用した場合は生産性を著しく阻害する。
特許文献２記載のように、一旦冷却された鋼板表面を、冷却を中断させることによりＡｃ１変態点以上に復熱させたり、ベイナイト相の一部をフェライト相に変態させるためには比較的長時間を要し、冷却初期段階において板厚中心部の冷却速度を低下させることとなり、加速冷却の高い冷却速度による冷却効果を損なう。
特に、引張強度５５０ＭＰａ級以上の高張力鋼の場合、多量の合金元素により焼入れ性が高いため鋼板表面の硬さを安定して低減するのは困難である。更に、特許文献２には、溶接部のＳＳＣ特性に関する記載はない。
特許文献３は、母材の高張力化とＨＡＺ硬さの低減を同時に達成することが目的で、鋼板表面硬度についての記載がなく、直接焼入れは高冷却速度であるため、特許文献３記載の発明に係る鋼の場合、鋼板表面硬度の上昇が懸念される。
また、一般的に引張強度５５０ＭＰａ以上の鋼板では、焼入れや水冷後に焼戻しを行うことにより、生産性が低下し、製造コストを上昇させている。
そこで、本発明は、生産性良く、鋼板（母材）及び溶接部の耐ＳＳＣ特性に優れる引張強度５５０ＭＰａ以上の鋼板を製造する方法を提供することを目的とする。
本発明者等は冷却装置の下流側に、誘導加熱装置を配置し、引張強度５５０ＭＰａ以上の鋼板を対象に、水冷後、誘導加熱装置により焼戻した後の板厚方向及び鋼板を溶接した後の溶接熱影響部の硬度について種々検討を行った。
その結果、鋼板をＮｂ添加系とし、鋼板の板厚方向の各部が適切な最高到達温度となるように誘導加熱した場合、母材強度を損なわずに鋼板表面及び鋼板を溶接した後の溶接熱影響部の硬度をＨｖ２４８以下とし、耐ＳＳＣ特性に優れる引張強度５５０ＭＰａ以上の鋼板が得られることを見出した。
本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０３０％未満、Ｓｉ：０．０１〜０．５５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００６％、Ｐｃｍ≦０．１７％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を、１０００℃以上、１３５０℃以下に加熱後、熱間圧延し、Ａｒ３変態点以上から６５０℃以下まで加速冷却後、誘導加熱装置により、鋼板表面の最高到達温度を（Ａｃ１変態点ー２０℃）以上、鋼板内部を（Ａｃ１変態点ー２０℃）未満、且つ鋼板表面と板厚中心位置の最高到達温度の差が５０℃以上となるように加熱し、その後、空冷することを特徴とする耐ＳＳＣ特性に優れた高張力鋼板の製造方法。
１．質量％で、Ｃ：０．０３０％未満、Ｓｉ：０．０１〜０．５５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００６％、Ｐｃｍ≦０．１７％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を、１０００℃以上、１３５０℃以下に加熱後、熱間圧延し、Ａｒ３変態点以上から６５０℃以下まで加速冷却後、誘導加熱装置により、鋼板表面の最高到達温度を（Ａｃ１変態点ー２０℃）以上、鋼板内部を（Ａｃ１変態点ー２０℃）未満、且つ鋼板表面と板厚中心位置の最高到達温度の差が５０℃以上となるように加熱し、その後、空冷することを特徴とする耐ＳＳＣ特性に優れた高張力鋼板の製造方法。
２．成分組成として、更に、Ｃｕ：０．０５〜１％、Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｃｒ：０．０５〜１％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０１％の一種又は二種以上を含有することを特徴とする１記載の耐ＳＳＣ特性に優れた高張力鋼板の製造方法。
３．空冷後の鋼板板厚方向及び溶接後の溶接熱影響部の最高硬さが２４８Ｈｖ以下であることを特徴とする１または２記載の耐ＳＳＣ特性に優れた高張力鋼板の製造方法。
本発明によれば、鋼材（母材）及び溶接部の耐ＳＳＣ特性に優れる、例えば、ＡＳＴＭ Ａ８４１Ｇｒ．Ｂ Ｃｌ．２：５５０ＭＰａ級鋼、ＪＩＳ ＳＰＶ４９０：６１０ＭＰａ級鋼など引張強度５５０ＭＰａ以上の鋼板が生産性良く製造可能で、産業上極めて有用である。
本発明では、鋼板の成分組成、熱間圧延ー冷却および焼戻し条件を規定する。
[成分組成] ％は質量％を示す。
[成分組成] ％は質量％を示す。
Ｃ：０．０３０％未満
Ｃは、強度・靭性のみならず、鋼板表面や溶接部の硬化性に寄与する元素である。Ｎｂ，Ｂなど合金元素を含有した鋼の溶接部においてその最高硬さを安定して２４８ＨＶ以下にするため、０．０３０％未満にする。一方で、Ｃは高張力鋼板としての母材強度を向上させるため添加し、好ましくは０．００５％以上を添加する。
Ｃは、強度・靭性のみならず、鋼板表面や溶接部の硬化性に寄与する元素である。Ｎｂ，Ｂなど合金元素を含有した鋼の溶接部においてその最高硬さを安定して２４８ＨＶ以下にするため、０．０３０％未満にする。一方で、Ｃは高張力鋼板としての母材強度を向上させるため添加し、好ましくは０．００５％以上を添加する。
Ｓｉ：０．０１〜０．５５％
Ｓｉは母材強度および溶接継手強度を確保するため０．０１％以上添加する。一方、０．５５％を超える多量の添加は溶接割れ感受性と溶接継手靭性を劣化させるため、０．５５％以下とする。
Ｓｉは母材強度および溶接継手強度を確保するため０．０１％以上添加する。一方、０．５５％を超える多量の添加は溶接割れ感受性と溶接継手靭性を劣化させるため、０．５５％以下とする。
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、母材強度および溶接継手強度を確保するため、０．５％以上添加する。一方、２．０％を超える多量の添加は溶接割れ感受性を劣化させ、必要以上の焼入性をもたらし母材靭性および継手靭性を劣化させるため、２．０％以下、好ましくは、１．６％以下とする。
Ｍｎは、母材強度および溶接継手強度を確保するため、０．５％以上添加する。一方、２．０％を超える多量の添加は溶接割れ感受性を劣化させ、必要以上の焼入性をもたらし母材靭性および継手靭性を劣化させるため、２．０％以下、好ましくは、１．６％以下とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは、ミクロ組織の細粒化や、Ｂ添加鋼において焼入性に有効な固溶Ｂの確保のために添加する。その効果を得るため０．００５％以上添加する。一方、過剰に添加すると母材および溶接部の靭性を損ねることから添加量を０．０５％以下、好ましくは０．０２％以下とする。
Ｔｉは、ミクロ組織の細粒化や、Ｂ添加鋼において焼入性に有効な固溶Ｂの確保のために添加する。その効果を得るため０．００５％以上添加する。一方、過剰に添加すると母材および溶接部の靭性を損ねることから添加量を０．０５％以下、好ましくは０．０２％以下とする。
Ｎｂ：０．００５〜０．０６％
Ｎｂは誘導加熱装置により加熱される鋼板内部で、Ａｃ1変態点以下に加熱される領域において析出強化し、焼戻し軟化抵抗を増大させ、顕著な強度低下が生じることを防止するため０．００５％以上を添加する。
Ｎｂは誘導加熱装置により加熱される鋼板内部で、Ａｃ1変態点以下に加熱される領域において析出強化し、焼戻し軟化抵抗を増大させ、顕著な強度低下が生じることを防止するため０．００５％以上を添加する。
一方、多量の添加は強化に寄与せず、逆に、溶接継手靭性を劣化させるため０．０６％以下、好ましくは、０．０４％以下とする。
極低Ｃ−Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ成分系においてＮｂを上記の範囲で添加すると、（Ａｃ１変態点ー２０℃）未満に加熱される領域では、強度（硬さ）は低下しないが、（Ａｃ１変態点−２０℃）を超えて加熱される領域では急激に低下する。
これにより、（Ａｃ１変態点ー２０℃）未満の温度に加熱される、少なくとも板厚の１／４厚さ位置より板厚中心部側の領域においては、十分な強度（硬さ）を確保し、且つ、（Ａｃ１変態点ー２０℃）以上に加熱される表層近傍については硬さを著しく低減させ、Ｈｖ２４８以下とすることが可能となる。
Ｂ：０．０００５〜０．００３％
Ｂは、極低Ｃ鋼において焼入性を確保するため添加する。極微量の添加で焼入性を高める効果が得られるが、過剰に添加するとＢＮを形成し焼入性を低下させるようになり、また、溶接熱影響部が著しく硬化する。そのため、添加量を０．０００５〜０．００３％とする。
Ｂは、極低Ｃ鋼において焼入性を確保するため添加する。極微量の添加で焼入性を高める効果が得られるが、過剰に添加するとＢＮを形成し焼入性を低下させるようになり、また、溶接熱影響部が著しく硬化する。そのため、添加量を０．０００５〜０．００３％とする。
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは鋼の脱酸剤として添加され、通常０．００５％以上は含有する。しかし、０．１％を超える添加は母材靭性を損なうため、０．００５〜０．１％とする。結晶粒の微細化による母材靭性確保のためには０．０１％以上添加することが好ましい。
Ａｌは鋼の脱酸剤として添加され、通常０．００５％以上は含有する。しかし、０．１％を超える添加は母材靭性を損なうため、０．００５〜０．１％とする。結晶粒の微細化による母材靭性確保のためには０．０１％以上添加することが好ましい。
Ｎ：０．０００５〜０．００６％
Ｎは、Ａｌ、Ｔｉなどと析出物を形成することで結晶粒を微細化し靭性を向上させる効果があるため０．０００５％以上とする。一方、０．００６％を超えて過剰に添加すると母材および溶接部の靭性を劣化させるため、０．０００５〜０．００６％以下とする。
Ｎは、Ａｌ、Ｔｉなどと析出物を形成することで結晶粒を微細化し靭性を向上させる効果があるため０．０００５％以上とする。一方、０．００６％を超えて過剰に添加すると母材および溶接部の靭性を劣化させるため、０．０００５〜０．００６％以下とする。
Ｐｃｍ
Ｐｃｍ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ）は溶接熱影響部の硬さを２４８ＨＶ以下とするため、０．１７％以下とする。
Ｐｃｍ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ）は溶接熱影響部の硬さを２４８ＨＶ以下とするため、０．１７％以下とする。
以上が本発明の基本成分組成であるが、更に所望する特性を向上させるため、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭの一種または二種以上を添加する。
Ｍｏ、Ｖ
Ｍｏ、Ｖは誘導加熱装置による加熱によって、（Ａｃ1変態点−２０℃）未満に加熱される鋼板内部において顕著な強度低下が生じないように、析出強化および焼戻し軟化抵抗を増大させる。
Ｍｏ、Ｖは誘導加熱装置による加熱によって、（Ａｃ1変態点−２０℃）未満に加熱される鋼板内部において顕著な強度低下が生じないように、析出強化および焼戻し軟化抵抗を増大させる。
Ｍｏを添加する場合は、その作用効果を得るため、下限を０．０５％、溶接性の確保と必要以上の焼入性を防止するため、上限を１．０％とする。
Ｖを添加する場合は、その作用効果を得るため下限を０．００５％、０．１％を超える添加は溶接割れ感受性を劣化させるため、上限を０．１％とする。
ＭｏとＶは其々、母材強度と溶接継手強度を確保する上で有効に働くので、選択的に添加しても良い。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは更に高強度を必要とする場合や、耐候性を必要とする場合に、１種または２種以上を添加する。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒを添加する場合は、その作用効果を得るため、其々の下限を０．０５％、上限を１％とする。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは更に高強度を必要とする場合や、耐候性を必要とする場合に、１種または２種以上を添加する。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒを添加する場合は、その作用効果を得るため、其々の下限を０．０５％、上限を１％とする。
Ｃａ、ＲＥＭ
ＣａおよびＲＥＭは、靭性を劣化させるＭｎＳの形態を変化させる効果があり圧延方向と垂直方向の靭性向上に有効である。過剰の添加は鋼の清浄度を劣化させ内部欠陥の原因となるため、添加する場合、Ｃａはその作用効果を得るため、下限を０．０００５％、上限を０．００５％とし、ＲＥＭはその作用効果を得るため、下限を０．００５％、上限を０．０１％とする。
ＣａおよびＲＥＭは、靭性を劣化させるＭｎＳの形態を変化させる効果があり圧延方向と垂直方向の靭性向上に有効である。過剰の添加は鋼の清浄度を劣化させ内部欠陥の原因となるため、添加する場合、Ｃａはその作用効果を得るため、下限を０．０００５％、上限を０．００５％とし、ＲＥＭはその作用効果を得るため、下限を０．００５％、上限を０．０１％とする。
尚、本発明鋼においてＰ，Ｓは不純物元素であり、靭性や溶接性を劣化させるため低減した方が好ましいが、極度の低減はコスト高となる。好ましくは、Ｐは０．０２０％以下、Ｓは０．００５％以下とする。
本発明鋼は上述した成分組成とすることにより、加速冷却により硬化した領域を誘導加熱装置で再加熱した場合、（Ａｃ１変態点ー２０℃）以上の温度に加熱された場合は（Ａｃ１変態点ー２０℃）未満に加熱された場合と比較して顕著に軟化する。
［熱間圧延ー冷却条件］
スラブ加熱温度は、鋼中の成分を均一化とＮｂなどの析出強化元素を固溶させるため１０００℃以上、好ましくは１０５０℃以上とする。加熱温度が過剰に高い場合は、結晶粒が粗大化し母材の靭性劣化を招く恐れがあるために１３５０℃以下、好ましくは１２５０℃以下とする。
スラブ加熱温度は、鋼中の成分を均一化とＮｂなどの析出強化元素を固溶させるため１０００℃以上、好ましくは１０５０℃以上とする。加熱温度が過剰に高い場合は、結晶粒が粗大化し母材の靭性劣化を招く恐れがあるために１３５０℃以下、好ましくは１２５０℃以下とする。
熱間圧延は、母材の靭性を向上させ、より安定に確保する観点から、１０５０℃以下の温度域で２０％以上の累積圧下を付与することが望ましい。これにより、γ粒の再結晶に伴い組織が細粒化し、母材の靭性を向上させる。同様の効果を狙い、各圧延パス毎の圧下量を５％以上、さらには１０％以上とすることが望ましい。
熱間圧延後の冷却は加速冷却（５℃/sec以上の冷却速度で冷却）とする。加速冷却の開始温度は加速冷却の冷却効果を十分に得、かつ安定して高い強度を確保するためＡｒ３変態点以上の温度から冷却する。
加速冷却は目標とする強度・靭性や能率などを考慮して停止温度を設定することができるが、本発明では、冷却効果を十分に得、引張強度５５０ＭＰａ以上の強度を確保するために６５０℃以下まで冷却する。
ここで、加速冷却時の温度は板厚方向の平均温度により規定する。鋼板の板厚が大きい場合や冷却速度が速い場合には、板厚方向の各部位で温度履歴が異なるため平均温度を基準とする。
尚、平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件等が与えられた場合に、シミュレーション計算等により求められるものを用いることができる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を平均化することにより得られた温度を平均温度とすることができる。
［焼戻し条件］
本発明では焼戻し熱処理として誘導加熱を用いた再加熱処理を行う。加速冷却を行った鋼板では、特に板厚が厚い場合には、板厚方向の冷却速度が異なるために、板厚方向硬度差が存在し、表層は硬化する。
［焼戻し条件］
本発明では焼戻し熱処理として誘導加熱を用いた再加熱処理を行う。加速冷却を行った鋼板では、特に板厚が厚い場合には、板厚方向の冷却速度が異なるために、板厚方向硬度差が存在し、表層は硬化する。
そこで、通常のガス燃焼による雰囲気加熱炉の代わりに誘導加熱装置を用い、鋼板の表面部分に誘導電流を集中させることにより、鋼板内部に比べて表面部分の温度が高くなる温度分布を与える。
焼戻しにおいては、鋼板表面の最高到達温度を（Ａｃ１変態点ー２０℃）以上、鋼板内部（鋼板表面から板厚の１／４までを除いた部分）を（Ａｃ１変態点ー２０℃）未満、且つ鋼板表面と板厚中心位置の最高到達温度の差が５０℃以上となるように加熱する。
鋼板表面を最高到達温度（Ａｃ１変態点ー２０℃）以上、Ａｃ３変態点未満の高温域に加熱すると、二相域温度に加熱された場合は、加速冷却により鋼板表面に生成した、硬質のベイナイトあるいはマルテンサイトの一部がオーステナイトに変態し、その後の遅い冷却過程で軟質のフェライトを生成させる。
オーステナイトに変態しなかった残余の硬質のベイナイトあるいはマルテンサイトからなる焼戻しマルテンサイト領域も高温の焼戻し効果により硬さが低減する。
また、加熱温度が二相域温度未満の場合であっても、高温で焼き戻しされることにより加速冷却により鋼板表面に生成した、硬質のベイナイトあるいはマルテンサイトは軟化する。
これらの作用により、表層組織を軟質相を含む組織とし、表面部分の硬さを低下させ、優れた耐ＳＳＣ特性を付与することが可能となる。
一方、鋼板内部が、（Ａｃ１変態点ー２０℃）以上に加熱され、硬さが低減すると、引張り強度５５０ＭＰａ以上が得られなくなるため、（Ａｃ１変態点ー２０℃）未満となるように加熱する。
また、鋼板表面と板厚中心位置の最高到達温度の差が小さい場合、鋼板表面と板厚中心位置の硬さの差が小さくならず、板厚方向の特性差が大きくなるため、鋼板表面と板厚中心位置の最高到達温度の差が５０℃以上となるように加熱する。
尚、鋼板の機械的性質は、通常、板厚の１／４、１／２および３／４から採取した試験片により評価するため、本発明では鋼板内部を板厚の１／４〜３／４の領域と定義する。
鋼板表面の硬さとは、鋼板断面の板厚方向の硬さを表層下１ｍｍより該ピッチで測定した時の、表層近傍における最高硬さの値をいう。
溶接後の熱影響部硬さは、通常、溶接継手を作成した後、継手部断面の表層１ｍｍ位置の溶接金属から熱影響部、母材に至るまでを０．５ｍｍピッチで硬さ（ＨＶ１０）を測定し、その最高硬さの値を指す。
また、試験的には、鋼板の表面に実際の施工時と同じ、溶接ビードを置き、ＪＩＳ最高硬さ試験に準じた硬さ測定を行い、その最高硬さの値を用いることもできる。
誘導加熱装置の配置は、冷却装置下流側となる搬送ライン上でもオフラインでも構わないが、エネルギーコストの観点からは、加速冷却直後に加熱が可能な前者が好ましい。
表１に実施例に用いた鋼の化学成分を示す。鋼Ａは、請求項１記載の成分組成を満足する本発明の化学成分であり、Ｎｂ、Ｔｉ，Ｂを含有するとともにＣが０．０３％以下，Ｐｃｍが０．１７％以下に低く設定されている。
鋼Ｂ〜Ｆは、いずれも、請求項３記載の成分組成を満足する本発明の化学成分であり、それぞれ、鋼Ｂ：Ｃｒ−Ｍｏ系、鋼Ｃ：Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｒ系、鋼Ｄ：Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ系、鋼Ｅ：Ｃｒ−Ｍｏ−V−Ｃａ系，鋼Ｆ：Ｃｕ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−ＲＥＭ添加成分系となっている。
鋼Ｇ，Ｈ，Ｉは比較例であり、鋼ＧはＮｂが添加されておらず、鋼ＨはＰｃｍが、鋼ＩはＴｉ，Ｂが無添加で、ＣおよびＰｃｍがそれぞれ本発明の規定を満足していない。
表１に示す化学成分の鋼を溶製し、鋼塊を作製後、表２に示す製造条件にて所定の板厚に熱間圧延、加速冷却を行い、その後、誘導加熱装置により熱処理を行った。一部の鋼は、 比較例として雰囲気炉熱処理を実施し供試鋼を得た。
母材の機械的性質の評価として、ビッカース硬さ試験（荷重１０ｋｇ、ＨＶ１０）、全厚の引張試験、シャルピー衝撃試験、溶接部の硬さ試験および耐ＳＳＣ試験を行った。鋼板の表層最高硬さは、板厚方向断面の硬さを表層下１ｍｍより１ｍｍピッチで測定し、最高硬さの値とした。
溶接部の硬さ試験は、被覆アーク溶接（溶接入熱１２ｋＪ／ｃｍ）により鋼板表面に溶接ビードを置き（予熱なし）、ＪＩＳ最高硬さ試験に準じた硬さ測定：ビッカース硬さ試験（荷重１０ｋｇ、ＨＶ１０）を実施し、溶接熱影響部の最高硬さを求めた。
耐ＳＳＣ試験は、鋼板表面および上記の溶接部表面から板状試験片（２ｍｍt×５ｍｍＷ×７０ｍｍＬ）を採取し、4点曲げ試験によって、母材降伏応力の１００％の応力を付与し、７２０時間溶液中に浸食する試験を行った。
試験溶液は、０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液に、Ｈ２Ｓガスを通気し、Ｈ２Ｓ濃度１０００ｐｐｍとして用いた。試験終了後、光学顕微鏡にて割れの表面割れの有無を確認し、割れのない場合を○、割れの発生が認められる場合を×と評価した。
実施例Ｎｏ．１、２、３、６、９、１０、１１、１２は本発明例であり、誘導加熱により表面が（Ａｃ１変態温度ー２０℃）を超え、かつ板厚方向１／４が（Ａｃ１変態点ー２０℃）未満であり、表層と板厚中心位置の温度差が５０℃以上となるように加熱を行うことによって、全厚強度を確保しつつ、表面硬さを２４８ＨＶ以下に低減している。
また、溶接部硬さも２４８ＨＶ以下を満足しており、耐ＳＳＣ試験において鋼板、溶接部ともに割れは発生しておらず、良好な耐ＳＳＣ特性を有している。
実施例Ｎｏ．４, ７は、表面の加熱温度がそれぞれ６８０℃、７６９℃と（Ａｃ１変態点ー２０℃）未満であり、鋼板の表面硬さが２４８ＨＶ超えであり、母材の耐ＳＳＣ試験において割れが生じている。
実施例Ｎｏ．５は、誘導加熱を行わずガス燃焼による雰囲気加熱炉において焼戻し熱処理をおこなったものであり、鋼板表面の硬さが２４８ＨＶを超えているとともに、母材の耐ＳＳＣ試験において割れが認められる。
実施例Ｎｏ．８は、表層のみならず、１／４厚さ位置より内側まで（Ａｃ１変態点ー２０℃）以上の温度まで加熱しその温度差も５０℃未満の例であり、全厚試験片において強度が低下しているとともに、靭性も劣化する傾向にあり、また表層と板厚中心位置の硬さの差も大きい。
実施例Ｎｏ．１３はＮｂを含有しない鋼Ｇを用いて、本請求範囲の製造プロセスで製造した例であるが、Ｎｂを含有しないため、全厚の引張強度が低く、靭性も低下している。
実施例Ｎｏ．１４は、Ｐｃｍが高く、Ｎｏ．１５はＣおよびＰｃｍが高い鋼Ｈ，Ｉを用いて、本請求範囲の製造プロセスで製造した例であるが、母材の特性はいずれも満足しているものの、溶接部の最高硬さが２４８ＨＶを超えているとともに、溶接部の耐ＳＳＣ試験において割れが認められる。
Claims (3)
- 質量％で、Ｃ：０．０３０％未満、Ｓｉ：０．０１〜０．５５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００６％、Ｐｃｍ≦０．１７％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を、１０００℃以上、１３５０℃以下に加熱後、熱間圧延し、Ａｒ３変態点以上から６５０℃以下まで加速冷却後、誘導加熱装置により、鋼板表面の最高到達温度を（Ａｃ１変態点ー２０℃）以上、鋼板内部を（Ａｃ１変態点ー２０℃）未満、且つ鋼板表面と板厚中心位置の最高到達温度の差が５０℃以上となるように加熱し、その後、空冷することを特徴とする耐ＳＳＣ特性に優れた高張力鋼板の製造方法。
- 成分組成として、更に、Ｃｕ：０．０５〜１％、Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｃｒ：０．０５〜１％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０１％の一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐ＳＳＣ特性に優れた高張力鋼板の製造方法。
- 空冷後の鋼板板厚方向及び溶接後の溶接熱影響部の最高硬さが２４８Ｈｖ以下であることを特徴とする請求項１または２記載の耐ＳＳＣ特性に優れた高張力鋼板の製造方法。
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