JP4842402B2 - 低温靭性の優れた高生産型７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

低温靭性の優れた高生産型７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法 Download PDF

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Description

本発明は低温靭性に優れ、かつ生産性にも優れた海洋構造物用鋼向け７８０ＭＰａ級高張力厚鋼板の製造法に関するものである。また、本発明は、建築用鋼および橋梁用鋼などにも適用できる。
引張強度が７８０ＭＰａ級であり、かつ優れた低温靭性を有する鋼材を製造するためには、焼入れ組織（下部ベイナイトやマルテンサイト）の微細化が有効であると言われている。
焼入れ組織を微細とするためには、鋼材を冷却する前に焼入れ組織となる前のオーステナイト粒径を微細化しておく必要がある。特に直接焼入れ法（ＤＱ）にて製造する場合は、制御圧延によってオーステナイト粒径のコントロールが可能であり、オーステナイト再結晶域で圧延をすることで焼入れ組織となる前のオーステナイト粒径の微細化が可能である。
しかしながら、圧延時における鋼材のオーステナイト再結晶域および未再結晶域を正確に把握することは困難であり、オーステナイト粒径がばらつくことによる材質の不安定性を招くおそれがある。
一方で、制御圧延を最大限に活用し組織を微細化することで、優れた低温靭性を確保することが考えられる。
例えば、特許文献１には、Ｎｂ添加した鋼材について、オーステナイトの未再結晶域である７８０℃以下で仕上圧延を実施することで、組織微細化を達成し優れた低温靭性を確保している。
しかしながら、この製造方法では、焼入れ性が大きく低下し、フェライト組織が主体となるため、７８０ＭＰａ級の高強度を確保することが難しい。さらには、低温で圧延するために温度低下の待ち時間が必要となることから、生産性についても問題がある。
また、組織微細化のために添加するＮｂが、溶接部を硬化させる効果が極めて高く、その結果、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）靭性の劣化を引き起こす。特に、７８０ＭＰａ級鋼のような高強度鋼では、この効果によるＨＡＺ靭性の劣化が極めて大きいため問題となる。
７８０ＭＰａ級強度を得るために、焼入れ性を高める効果が高いＢを添加することが有効である。しかしながら、特許文献２にあるように、ＢはＮｂと同時に添加することによって硬化第二相の生成を促進し、特にＨＡＺ靭性が劣化することが問題であった。
また、Ｂによる焼入れ性向上効果を得るためには、焼入れ直前に鋼中にＢが固溶している必要があるが、鋼中に存在するＮと結合し、ＢＮなどの窒化物を形成することによりＢの焼入れ性向上効果が失われる懸念がある。
そこで、特許文献３や、特許文献４にあるように、従来は、ＡｌあるいはＴｉなどでＮを固定（ＡｌＮやＴｉＮの形成）することでそれを解決してきた。
しかしながら、高生産性を確保するためＤＱにて製造する場合、圧延・直接焼入れ前のスラブ加熱の際にＡｌＮが溶解することによって、ＡｌのＮ固定効果が消失し、ＢＮ形成による固溶Ｂの減少に起因した焼入れ性の著しい低下や、Ｎを固定するために添加したＴｉとＣが結合し、硬質粒子ＴｉＣ形成による母材および溶接部靭性の劣化が問題となっていた。
特開平６−２４０３５５号公報 特開２００７−１３８２０３号公報 特開平５−７９７２９号公報 特開２００７−１１９８８９号公報
７８０ＭＰａ級の高い強度と優れた低温靭性を兼ね備えることが可能で、かつ生産性に優れた海洋構造物向け厚鋼板の製造法を提供することである。
本発明の要旨は、以下の通りである。
（１） 質量％で、C：０．０６〜０．１５％、Si：０．０５〜０．３５％、Mn：０．６〜２．００％、P：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Cu：０．１〜０．５％、Ni：０．１〜１．５％、Cr：０．０５〜０．８％、Mo：０．１〜０．６％、Nb：０．００４％以下、V：０．００５〜０．０６０％、Ti：０．００２〜０．００５％、Al：０．０３〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ｎ：０．００２〜０．００４％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを、１０５０℃以上１１５０℃以下に加熱し、８７０℃以上で熱間圧延を完了させ、１０秒以上９０秒以下経過後、８４０℃以上の温度から８℃/s以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却し、その後４５０℃以上６５０℃以下の温度で２０分以上６０分以下の焼戻し処理を施すことを特徴とする板厚４０ｍｍ未満の低温靭性の優れた高生産型７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法。
（２） 質量％で、C：０．０６〜０．１５％、Si：０．０５〜０．３５％、Mn：０．６〜２．００％、P：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Cu：０．１〜０．５％、Ni：０．１〜１．５％、 Cr：０．０５〜０．８％、Mo：０．１〜０．６％、Nb：０．００４％以下、V：０．００５〜０．０６０％、Ti：０．００２〜０．００５％、Al：０．０３〜０．１０％、B：０．０００５〜０．００３％、Ｎ：０．００２〜０．００４％を含有し、さらに、質量％で、Mg：０．００５０％以下、Ca：０．００３５％以下、REM：０．００４０％以下の一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを、１０５０℃以上１１５０℃以下に加熱し、８７０℃以上で熱間圧延を完了させ、１０秒以上９０秒以下経過後、８４０℃以上の温度から８℃/s以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却し、その後４５０℃以上６５０℃以下の温度で２０分以上６０分以下の焼戻し処理を施すことを特徴とする板厚４０ｍｍ未満の低温靭性の優れた高生産型７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法。
（３） 質量％で、C：０．０６〜０．１５％、Si：０．０５〜０．３５％、Mn：０．６〜２．００％、P：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Cu：０．１〜０．５％、Ni：０．１〜１．５％、Cr：０．０５〜０．８％、Mo：０．１〜０．６％、Nb：０．００４％以下、V：０．００５〜０．０６０％、Ti：０．００２〜０．００５％、Al：０．０３〜０．１０％、B：０．０００５〜０．００３％、Ｎ：０．００２〜０．００４％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを、１０５０℃以上１１５０℃以下かつ、次の（式１）
Figure 0004842402
 で規定されるＡＴＰが０．００１５以下となるような温度に加熱し、８７０℃以上で熱間圧延を完了させ、１０秒以上９０秒以下経過後、８４０℃以上の温度から８℃/s以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却し、その後４５０℃以上６５０℃以下の温度で２０分以上６０分以下の焼戻し処理を施すことを特徴とする低温靭性の優れた高生産型７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法。
なお、（式１）中の（％Ａｌ）、（％Ｔｉ）はそれぞれスラブ中のＡｌおよびＴｉの濃度（質量%）、Ｔはスラブ加熱温度（Ｋ）である。
（４） 質量％で、C：０．０６〜０．１５％、Si：０．０５〜０．３５％、Mn：０．６〜２．００％、P：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Cu：０．１〜０．５％、Ni：０．１〜１．５％、Cr：０．０５〜０．８％、Mo：０．１〜０．６％、Nb：０．００４％以下、V：０．００５〜０．０６０％、Ti：０．００２〜０．００５％、Al：０．０３〜０．１０％、B：０．０００５〜０．００３％、Ｎ：０．００２〜０．００４％を含有し、さらに質量％で、Mg：０．００５０％以下、Ca：０．００３５％以下、REM：０．００４０％以下の一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを、１０５０℃以上１１５０℃以下かつ、次の（式１）
Figure 0004842402
 で規定されるＡＴＰが０．００１５以下となるような温度に加熱し、８７０℃以上で熱間圧延を完了させ、１０秒以上９０秒以下経過後、８４０℃以上の温度から８℃/s以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却し、その後４５０℃以上６５０℃以下の温度で２０分以上６０分以下の焼戻し処理を施すことを特徴とする低温靭性の優れた高生産型７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法。
なお、（式１）中の（％Ａｌ）、（％Ｔｉ）はそれぞれスラブ中のＡｌおよびＴｉの濃度（質量％）、Ｔはスラブ加熱温度（Ｋ）である。
本発明によれば高い強度、優れた母材低温靭性およびＨＡＺ低温靭性を有する高水準の鋼材が得られるため、産業上極めて有用なものである。
本発明は、前記した課題を解決するために、Ａｌ添加＋微量Ｔｉ添加を組み合わせることで、加熱によって生じる可能性がある鋼中Ｎを確実に固定し、焼入れ性の向上に寄与する鋼中フリーＢを確保し、高い生産性を維持しながら高強度・高低温靭性を安定確保することができる技術である。
本発明の対象となる鋼材では、７８０ＭＰａ級という高い強度と母材および溶接部における−４０℃での靭性が要求される。高強度を確保するためには、鋼成分を高くし、水冷することで下部ベイナイト組織やマルテンサイト組織と言った焼入れ組織を得る必要があるが、鋼成分が高い場合は、靭性確保が難しく、特に溶接部での低温靭性確保が大きな課題となる。
高強度と溶接部での低温靭性を両立させるためには、できる限り合金元素を添加せずに強度を確保する必要がある。これを解決する一つの案としてＢの活用があり、従来適用されてきた。
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析して粒界を安定化させることで、粒界からの変態を抑え、焼入れ性を高める元素として知られている。
しかし、制御圧延を多用することでオーステナイト粒が微細となり、オーステナイト粒界面積が増加することでＢの粒界偏析量が不足する状況となった場合や、オーステナイト中に多くの転位が導入されることでパイプ拡散が促進し、Ｂが粒界に偏析しにくい状況となった場合には、所定の焼入れ性が得られず材質がばらつくという問題があった。それに加えて、Ｂは極微量で効果を発揮する元素であるため、わずかな条件の違いで敏感に反応し、材質が変化しやすいという問題もある。
したがって、Ｂを安定的に使うためには、オーステナイト粒をあまり細粒化させず、さらに多量の転位を導入させないことが重要となる。
また、ＤＱで製造する場合、焼入れは圧延終了時の顕熱を用いて行うことから、必ずしも焼入れ温度として最適であるとは限らない。特に高温で加熱した場合、窒化物として固定していたＮが溶解し、フリーＮとなることで、鋼中Ｂと結びつきＢＮを形成する結果、焼入れ性が大幅に低下することが考えられる。
本発明者らは、０．０３％以上のＡｌ添加と０．００２〜０．００５％の微量Ｔｉ添加を組み合わせることで、ＤＱにて製造する場合でも、（ａ）微量ＴｉがＮと優先的に結びつくことで、フリーＮの増加を抑える、（ｂ）Ａｌ単独添加に比べてＡｌＮの溶解が起こりにくくなる、（ｃ）微量添加のためＴｉに起因した靭性劣化が発生しない、といった効果が得られ、鋼中のフリーＢの確保が容易となり、焼入れ性向上効果を最大限に活用した焼入れ組織が十分に得られる結果、高強度と高靭性を両立できることを見いだした。
なお、７８０ＭＰａ級強度を確保するために、Ｂによる焼入れ性確保に加えて、下記の式（２）で示される炭素当量（Ｃｅｑ）で、０．４１以上０．６１以下とする必要がある。安定して強度を確保するために、Ｃｅｑを０．４３以上、０．４５以上または０．４７以上に制限してもよい。溶接性などの劣化を防止するため、０．５９以下、０．５７以下、０．５５以下または０．５３以下に制限してもよい。
Ｃｅｑ＝％Ｃ＋％Ｍｎ／６＋（％Ｃｕ＋％Ｎｉ）／１５＋（％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋％Ｖ）／５ ・・・（２）
なお、式（２）中の％Ｃ、％Ｍｎ、％Ｃｕ、％Ｎｉ、％Ｃｒ、％Ｍｏ、％Ｖは、各元素の含有量（質量％）である。
以下に本発明の限定理由について説明する。まず、本発明鋼材の組成限定理由について説明する。以下の組成についての％は、質量％を意味する。
Ｃ：０．０６〜０．１５％
Ｃは強度を確保するために必要な元素であり、０．０６％以上の添加が必要であるが、多量の添加は低温靭性、特にＨＡＺの靱性低下を招くおそれがあるために、その上限値を０．１５％とする。強度を安定的に確保するために、０．０８％以上、０．０９％以上または０．１０％以上に制限してもよい。また、低温靭性の向上のために、０．１４％以下、０．１３％以下または０．１２％以下に制限してもよい。
Ｓｉ：０．０５〜０．３５％
Ｓｉは、脱酸剤として、また固溶強化により鋼の強度を増加させるのに有効な元素であるが、０．０５％未満の含有量ではそれらの効果が少なく、０．３５％を超えて含有すると、ＨＡＺ靱性を劣化させる。このため、Ｓｉは０．０５〜０．３５％に限定した。脱酸を確実に行うため、０．１０％以上、０．１５％以上または０．２０％以上に制限してもよい。ＨＡＺ靭性向上のため、０．３０％以下または０．２７％以下に制限してもよい。
Ｍｎ：０．６〜２．００％
Ｍｎは鋼の強度を増加するため、高強度化には有効な元素であり、焼入れ性確保の観点から、０．６０％を超える含有量が必要である。ただし、２．００％を超えるＭｎを添加すると靱性が劣化する。このため、Ｍｎは０．６０〜２．００％に限定した。焼入性向上のため、０．７０％以上、０．７５％以上、０．８０％以上または０．９０％以上に制限してもよい。靭性劣化を防止するために、１．６０％以下、１．４０％以下、１．３０％または１．２０％以下に制限してもよい。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、粒界に偏析して鋼の靱性を劣化させるので、できるだけ低減することが望ましいが、０．０１５％まで許容できるため、０．０１５％以下に限定した。靭性向上のため、０．０１２％以下、０．００９％以下または０．００７％以下に制限してもよい。
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは、主にＭｎＳを形成して鋼中に存在し、圧延冷却後の組織を微細にする作用を有するが、０．０１５％を超える含有は、板厚方向の靱性・延性を低下させる。これを回避するためには、Ｓは０．０１５％以下であることが必須であるため、Ｓは０．０１５％以下に限定した。靭性および靭性を改善させるため、０．０１０％以下、０．００７％以下、０．００５％以下または０．００３％以下に制限してもよい。
Ｃｕ：０．１〜０．５％
Ｃｕは、固溶強化および析出強化にて鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、０．１％以上の含有量が必要であるが、０．５％を超える添加は熱間加工性を低下させるおそれがある。このため、Ｃｕは０．１〜０．５％に限定した。強度を安定して確保するために、０．１５％以上または０．２０％以上に制限してもよい。熱間加工性の低下を防ぐため、０．４０％以下、０．３５％以下または０．３０％以下に制限してもよい。
Ｎｉ：０．１〜１．５％
Ｎｉは、鋼板の強度および低温靭性確保に有効であり０．１％以上の含有量が必要であるが、非常に高価な元素であるため、１．５％を超える添加は大幅なコストアップを招くことになり、さらに表面疵の発生が顕著となる。このため、Ｎｉは０．１〜１．５％に限定した。強度および低温靭性の向上のため、０．３５％以上、０．５０％以上、０．６５％以上または０．８０％以上に制限してもよい。コストアップを避けるため、１．３５％以下、１．２０％以下または１．１０％以下に制限してもよい。
Ｃｒ：０．０５〜０．８％
Ｃｒは、主に固溶強化で鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、０．０５％以上の含有量が必要であるが、０．８％を超える添加は鋼板の加工性および溶接性を損ない、かつコストアップを招く。このためＣｒは０．０５〜０．８％に限定した。強度の向上のため、０．２０％以上、０．３０％以上または０．４０％以上に制限してもよい。加工性および溶接性などの改善のため、０．７０％以下、０．６０％以下または０．５０％以下に制限してもよい。
Ｍｏ：０．１〜０．６％
Ｍｏは、析出強化や固溶強化で鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、０．１％以上の含有量が必要であるが、０．６％を超える添加は鋼板の加工性を損ないかつ大幅なコストアップとなる。このためＭｏは０．１〜０．６％に限定した。強度の向上のため、０．２０％以上、０．２５％以上または０．３０％以上に制限してもよい。加工性の改善のため、０．５５％以下、０．５０％以下または０．４５％以下に制限してもよい。
Ｎｂ：０．００４％以下
Ｎｂは、オーステナイトの未再結晶域を拡大して、オーステナイトの細粒化を促進するため、焼入れ性の低下を招き、さらにＮｂ炭化物によってＨＡＺ脆化が生じやすくなることから、できる限り含有しないことが望ましいので、Ｎｂは０．００４％以下に限定した。必要に応じて、０．００３％以下または０．００２％以下に制限してもよい。
Ｖ：０．００５〜０．０６０％
Ｖは、析出強化で鋼板の強度を確保するために有効な元素であり、０．００５％以上の含有量が必要であるが、０．０６０％を超える添加は鋼板の溶接性および靭性を損なうことから、Ｖは０．００５〜０．０６０％に限定した。強度の向上のため、０．０１５％、０．０２５％または０．０３５％以上に制限してもよい。溶接性および靭性の改善のため、０．０５０％以下、０．０４５％以下または０．０４０％以下に制限してもよい。
Ｔｉ：０．００２〜０．００５％
Ｔｉは、鋼中でＮと結合してTiＮを形成し、結晶粒径粗大化抑制効果が得られることに加えて、Ｎ固定の意味でも有効な元素であり、その効果を得るために０．００２％以上の添加が必要である。しかしながら、０．００５％を超えて添加すると、Ｃと結合しＴｉＣを形成することで母材靱性を劣化させるおそれがある。このため、Ｔｉは０．００２〜０．００５％に限定した。
Ａｌ：０．０３〜０．１０％
Ａｌは、Ｎと結合しＡｌＮを形成させることで再加熱時のオーステナイト粒径の粗大化を抑制する効果、および鋼中Ｎを固定する効果を得るために０．０３％以上の添加が必要である。しかしながら、０．１０％を超える添加は粗大な介在物を形成し、靭性を劣化させるおそれがある。このため、Ａｌは０．０３〜０．１０％に限定した。必要に応じて、０．０３％、０．０４％、０．０５％または０．０６％に制限してもよい。靭性の改善のため、０．０９％以下、０．０８％以下または０．０７％以下に制限してもよい。
Ｂ：０．０００５〜０．００３％
Ｂは、焼入れ性を確保するために必要な元素であり０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．００３％を超える添加は、過剰なＢによる過度な焼入れ性の上昇により、低靭性となることおよび過剰となったＢが粗大な窒化物を形成し、靱性を劣化するおそれがある。そのため、Ｂは０．００００５〜０．００３％に限定した。
Ｎ：０．００２〜０．００４％
Ｎは、鋼中に０．００２％以上含有している場合、ＡｌやＴｉと結合しＡｌＮあるいはＴｉＮを形成することで、再加熱時のオーステナイト粒径の粗大化を抑制する効果が得られるが、０．００４％を超える添加では、Ｂとの結合が促進するため鋼中フリーＢ量を減少し、焼入れ性の低下を招くおそれがある。そのため、Ｎは０．００２〜０．００４％に限定した。
以上が本発明における基本の元素であり、これらの効果を損なわない範囲で、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００３５％以下、ＲＥＭ：０．００４０％以下の一種または二種以上を添加することも有効である。
Ｍｇは、ＨＡＺにおけるオーステナイトの粒成長を抑制し細粒化させる作用があり、その結果、ＨＡＺ靱性が向上することから、特にＨＡＺ靱性が厳しい場合には選択して添加できる。また、Ｃａ添加により、ＭｎＳの形態を制御し、低温靭性をさらに向上させるため、厳しいＨＡＺ特性を要求される場合は選択して添加できる。さらに、ＲＥＭは、溶鋼中にて微細酸化物、微細硫化物を形成しその後も安定に存在することができるために、溶接部にてピニング粒子として有効にはたらき、特に大入熱溶接靭性を改善する作用があることから、特に優れた靭性が要求される場合には選択して添加できる。
一方、Ｍｇは０．００５０％を超える添加では、オーステナイト細粒化効果代が小さくコスト上得策ではないため、０．００５０％を上限とした。また、０．００３５％を超えるＣａの添加では、鋼の清浄度を損ない、靭性の劣化や水素誘起割れ感受性を高めてしまうので、０．００３５％を上限とした。ＲＥＭは０．００４０％を超える添加では、晶出物が過剰となり鋳造時の鍋絞りを引き起こすおそれがあるため、０．００４０％を上限とした。
次に、本発明鋼材の製造条件限定の理由について説明する。
以上で説明した化学組成を満たすスラブを熱間圧延する際、スラブの加熱温度については、１０５０℃以上１１５０℃以下の温度であることが必要である。板厚が４０ｍｍ以上の鋼材を製造する場合では、下記の（１）式で規定するＡＴＰが０．００１５以下となる条件を満たした上で、１０５０℃以上１１５０℃以下の温度であることが必要となる。
加熱温度を制限する理由は、１０５０℃未満の加熱では、凝固中に生成した靱性に悪影響を及ぼす粗大な介在物が溶けずに残る可能性があるためである。また、高温加熱すると、オーステナイト粒径を過剰に粗大化させてしまい、靭性の劣化要因になるだけでなく、鋳造時に冷却速度を制御して造り込んだ析出物を再溶解させてしまう可能性があるからである。上述を踏まえると、相変態を完了させる意味での加熱温度としては１１５０℃以下で十分である。以上より、加熱温度を１０５０℃以上１１５０℃以下に限定した。
ＡＴＰは、次の式（１）で規定される。
Figure 0004842402
このＡＴＰは焼入れ性確保に必要なＢ量について、各加熱温度におけるＡｌ、Ｔｉ、Ｎバランスから求めるパラメーターであり、板厚が４０ｍｍ以上の場合、ＡＴＰが０．００１５を超えると、固溶Ｂ不足により十分な焼入れ性を得ることができない。そのため、板厚が４０ｍｍ以上の鋼材の製造におけるＡＴＰは０．００１５以下に限定した。
なお、板厚が４０ｍｍ未満の場合は、ＡＴＰに関わらず焼入れ性を確保することが可能であるが、板厚１２ｍｍ以下については、製品形状確保が困難となり、さらに焼入れ性確保による強度上昇の観点で形状矯正も困難となるため、本発明を板厚１２ｍｍ以下に適用することは望ましくない。
加熱されたスラブに対する熱間圧延は、８７０℃以上で完了させる必要がある。その理由としては、８７０℃未満で圧延を実施した場合には、オーステナイトの再結晶域温度と未再結晶域温度での圧延となり、オーステナイト粒径がばらつくことによって材質不安定となることや、あるいは完全に未再結晶域圧延となり、細粒化することで焼入れ性が低下し、所要の強度が得られなくなることがあるからである。このため、８７０℃以上で熱間圧延完了に限定した。
なお、これまでの加熱・圧延により、オーステナイト粒径は円相当径で２００μｍ以下２０μｍ以上にしておくことが好ましい。靭性の低下を防止するために、オーステナイト粒径を１２０μｍ以下または９０μｍ以下とすることが好ましい。また、再加熱して焼入れする時のオーステナイト粒径は３０μｍ未満であるが、ＤＱの特徴を生かし、高い焼入れ性を得るため、オーステナイト粒径を３０μｍ以上または４０μｍ以上とすることが好ましい。
熱間圧延を完了させた後は、１０秒以上９０秒以下経過した後、圧延後の鋼板を８４０℃以上の温度から８℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却する必要がある。
圧延終了して１０秒以上９０秒以下経過した後に冷却を開始する理由は、冷却開始までの期間が、１０秒未満ではＢが十分にオーステナイト粒界へ拡散できず、９０秒を超えた場合には、Ｂが鋼中Ｎと結合するため焼入れ性が低下し、所要の強度が得られなくなるからである。
８４０℃以上から冷却する理由は、８４０℃未満より冷却を開始すると焼入れ性の観点から不利となり、所要の強度が得られない可能性があるためであり、冷却速度が８℃／ｓ以上である理由は、冷却速度が８℃／ｓ未満では、所要の強度得るために必要な下部ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織を均一に得ることできないからである。また、２００℃以下まで冷却する理由は、２００℃に達しない温度での冷却停止では、下部ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織における下部組織（パケット、ブロック等）が粗大化することで、強度・靭性確保が困難になるためである。
上記の理由により、スラブの熱間圧延を完了させて１０秒以上９０秒以下経過後、８４０℃以上の温度から８℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却することに限定した。
熱間圧延を完了し冷却された鋼板は、その後、４５０℃以上６５０℃以下の温度で２０分以上６０分以下の焼戻し処理を施す必要がある。焼戻し処理を行う場合、焼戻し処理温度が高温になるほど強度低下が大きくなり、６５０℃を超えるとそれが顕著になるため、所要の強度が得られなくなる。また、４５０℃未満の焼戻し処理では、靱性改善効果が十分に得ることができない。一方、焼戻し時間については、２０分未満では靭性改善効果が十分に得られず、６０分を超える焼戻し処理では著しい材質変化が無く、熱処理時間の拡大に伴うコストアップおよび生産性の低下を招く。
上記の理由により、熱間圧延を完了し冷却した後の鋼板に、４５０℃以上６５０℃以下の温度で２０分以上６０分以下の焼戻し処理を施すことに限定した。
次に、本発明の実施例について述べる。
表１、２に示す化学成分を有するスラブを、表３、４に示す条件にて熱間圧延、直接焼入れおよび焼戻し処理を行い鋼板とした後、機械的性質を評価するために試験を行った。また、旧オーステナイト粒径を測定した。
引張試験片は各鋼板の板厚の１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、ＹＳ（０．２％耐力）、ＴＳ、Ｅｌを評価した。母材靱性は各鋼板の板厚１／４部位よりＪＩＳ２ｍｍＶノッチ試験片を採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い、得られた衝撃吸収エネルギー値にて評価した。また、ＨＡＺ靱性は、溶接入熱５ｋＪ／ｍｍ相当の再現熱サイクル試験を実施した鋼板を、−４０℃でのシャルピー衝撃試験により得られる衝撃吸収エネルギー値によって評価した。
なお、母材の降伏強度は６９０ＭＰａ以上、引っ張り強さは７８０ＭＰａ以上９３０ＭＰａ以下、母材衝撃試験エネルギー値は平均値で１００Ｊ以上、ＨＡＺ衝撃試験エネルギー値は平均値で５０Ｊ以上が望まれる特性である。
表５、６に、試験の結果得られた各鋼における機械的性質をまとめたものを示す。
鋼１〜２５を用いた例の内、符号ａ、ｃがついたもの及び符号がつかないものは、本発明の鋼板について示したものである。表１、３、４から明らかなように、これらの鋼板は化学成分と製造条件の各要件を満足しており、表５、６に示すように、母材特性およびＨＡＺ靭性が優れていることがわかる。また、規定範囲内であれば、Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭを添加しても良好な機械的特性が得られることがわかる。
一方、鋼２６〜４７は表２から明らかなように、化学成分について本発明から逸脱した比較例を示したものである。これらの鋼は、それぞれＣ量（鋼３５）、Ｓｉ量（鋼３６）、Ｍｎ量（鋼２６）、Ｃｕ量（鋼３４）、Ｃｒ（鋼４１）、Ｍｏ量（鋼２７、鋼４２）、Ｎｂ量（鋼３１）、Ｖ量（鋼２９）、Ｔｉ量（鋼３３、鋼３９、鋼４６、鋼４７）、Ａｌ量（鋼２８、鋼４４）、Ｂ量（鋼３２、鋼４３）、Ｎ量（鋼３７、鋼４５）、Ｍｇ（鋼３８）、Ｃａ量（鋼３０）、ＲＥＭ量（鋼４０）の条件が発明のものと異なっているために、機械的性質、特に母材およびＨＡＺにおける低温での靱性が劣っている。
さらに、鋼１〜２５を用いた例の内、符号ｂがついたものは、表１〜４から明らかなように、化学成分は満足しているものの、製造条件にて本発明から逸脱したものである。これらの鋼は、それぞれ再加熱温度（鋼１ｂ、鋼１５ｂ）、ＡＴＰ（鋼１４ｂ、鋼１９ｂ）、圧延終了温度（鋼１８ｂ）、圧延終了から冷却開始までの経過時間（鋼４ｂ、鋼１２ｂ）、冷却開始温度（鋼５ｂ、鋼１１ｂ）、冷却速度（鋼６ｂ）、冷却停止温度（鋼２１ｂ）、焼戻し温度（鋼２ｂ、鋼８ｂ）、焼戻し時間（鋼９ｂ、銅１７ｂ）の条件が発明のものと異なっているため、強度あるいは低温靭性が劣っている。
Figure 0004842402
Figure 0004842402
Figure 0004842402
Figure 0004842402
Figure 0004842402
Figure 0004842402
以上述べたように、本発明によれば高い強度、優れた母材低温靭性およびＨＡＺ低温靭性を有する高水準の鋼材が得られるため、産業上極めて有用なものである。

Claims (4)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．０６〜０．１５％、
    Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
    Ｍｎ：０．６〜２．００％、
    Ｐ ：０．０１５％以下、
    Ｓ ：０．０１５％以下、
    Ｃｕ：０．１〜０．５％、
    Ｎｉ：０．１〜１．５％、
    Ｃｒ：０．０５〜０．８％、
    Ｍｏ：０．１〜０．６％、
    Ｎｂ：０．００４％以下、
    Ｖ ：０．００５〜０．０６０％、
    Ｔｉ：０．００２〜０．００５％、
    Ａｌ：０．０３〜０．１０％、
    Ｂ ：０．０００５〜０．００３％、
    Ｎ ：０．００２〜０．００４％
    を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを、１０５０℃以上１１５０℃以下に加熱し、８７０℃以上で熱間圧延を完了させ、１０秒以上９０秒以下経過後、８４０℃以上の温度から８℃/s以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却し、その後４５０℃以上６５０℃以下の温度で２０分以上６０分以下の焼戻し処理を施すことを特徴とする板厚４０ｍｍ未満の低温靭性の優れた高生産型７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法。
  2. 質量％で、
    Ｃ ：０．０６〜０．１５％、
    Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
    Ｍｎ：０．６〜２．００％、
    Ｐ ：０．０１５％以下、
    Ｓ ：０．０１５％以下、
    Ｃｕ：０．１〜０．５％、
    Ｎｉ：０．１〜１．５％、
    Ｃｒ：０．０５〜０．８％、
    Ｍｏ：０．１〜０．６％、
    Ｎｂ：０．００４％以下、
    Ｖ ：０．００５〜０．０６０％、
    Ｔｉ：０．００２〜０．００５％、
    Ａｌ：０．０３〜０．１０％、
    Ｂ ：０．０００５〜０．００３％、
    Ｎ ：０．００２〜０．００４％
    を含有し、さらに、質量％で、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００３５％以下、ＲＥＭ：０．００４０％以下、の一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを、１０５０℃以上１１５０℃以下に加熱し、８７０℃以上で熱間圧延を完了させ、１０秒以上９０秒以下経過後、８４０℃以上の温度から８℃/s以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却し、その後４５０℃以上６５０℃以下の温度で２０分以上６０分以下の焼戻し処理を施すことを特徴とする板厚４０ｍｍ未満の低温靭性の優れた高生産型７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法。
  3. 質量％で、
    Ｃ ：０．０６〜０．１５％、
    Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
    Ｍｎ：０．６〜２．００％、
    Ｐ ：０．０１５％以下、
    Ｓ ：０．０１５％以下、
    Ｃｕ：０．１〜０．５％、
    Ｎｉ：０．１〜１．５％、
    Ｃｒ：０．０５〜０．８％、
    Ｍｏ：０．１〜０．６％、
    Ｎｂ：０．００４％以下、
    Ｖ ：０．００５〜０．０６０％、
    Ｔｉ：０．００２〜０．００５％、
    Ａｌ：０．０３〜０．１０％、
    Ｂ ：０．０００５〜０．００３％、
    Ｎ ：０．００２〜０．００４％
    を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを、１０５０℃以上１１５０℃以下かつ、次の式（１）
    Figure 0004842402
    で規定されるＡＴＰが０．００１５以下となるような温度に加熱し、８７０℃以上で熱間圧延を完了させ、１０秒以上９０秒以下経過後、８４０℃以上の温度から８℃/s以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却し、その後４５０℃以上６５０℃以下の温度で２０分以上６０分以下の焼戻し処理を施すことを特徴とする低温靭性の優れた高生産型７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法。
    なお、式（１）中の（％Ａｌ）、（％Ｔｉ）はそれぞれスラブ中のＡｌおよびＴｉの濃度（質量％）、Ｔはスラブ加熱温度（Ｋ）である。
  4. 質量％で、
    Ｃ ：０．０６〜０．１５％、
    Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
    Ｍｎ：０．６〜２．００％、
    Ｐ ：０．０１５％以下、
    Ｓ ：０．０１５％以下、
    Ｃｕ：０．１〜０．５％、
    Ｎｉ：０．１〜１．５％、
    Ｃｒ：０．０５〜０．８％、
    Ｍｏ：０．１〜０．６％、
    Ｎｂ：０．００４％以下、
    Ｖ ：０．００５〜０．０６０％、
    Ｔｉ：０．００２〜０．００５％、
    Ａｌ：０．０３〜０．１０％、
    Ｂ ：０．０００５〜０．００３％、
    Ｎ ：０．００２〜０．００４％
    を含有し、さらに質量％で、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００３５％以下、ＲＥＭ：０．００４０％以下、の一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを、１０５０℃以上１１５０℃以下かつ、次の式（１）
    Figure 0004842402
    で規定されるＡＴＰが０．００１５以下となるような温度に加熱し、８７０℃以上で熱間圧延を完了させ、１０秒以上９０秒以下経過後、８４０℃以上の温度から８℃/s以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却し、その後４５０℃以上６５０℃以下の温度で２０分以上６０分以下の焼戻し処理を施すことを特徴とする低温靭性の優れた高生産型７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法。
    なお、式（１）中の（％Ａｌ）、（％Ｔｉ）はそれぞれスラブ中のＡｌおよびＴｉの濃度（質量％）、Ｔはスラブ加熱温度（Ｋ）である。
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