JP5058652B2

JP5058652B2 - 母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法

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Publication number: JP5058652B2
Application number: JP2007089749A
Authority: JP
Inventors: 和利市川; 昌紀皆川; 清孝中島
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-03-29
Filing date: 2007-03-29
Publication date: 2012-10-24
Anticipated expiration: 2027-03-29
Also published as: JP2008248291A

Description

本発明は、降伏比ＹＲ≦８０％、引張強度ＴＳ≧５００ＭＰａを有し、かつ、母材および溶接熱影響部の靭性に優れた板厚１０〜３０ｍｍの厚鋼板の製造方法に関し、特に熱延厚鋼板の冷却条件を制御して降伏比８０％以下の低降伏比で５００ＭＰａ級の引張強度を有する母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れた板厚１０〜３０ｍｍの厚鋼板の製造方法に関するものである。

中高層ビルなどの大型建築構造物では最近の耐震性確保の要求から、建築用鋼材には降伏比（ＹＲ）が低いことが要求されていて、このような建築構造物に対しては８０％以下の低降伏比の建築用鋼材が求められている。また近年の高まるエネルギー需要から需要の大きいＬＰＧ船用の鋼材としては低温用鋼材が要求されている。ＬＰＧ船にはアンモニアが混載される場合があり、その際の応力腐食割れ防止の観点から、鋼材の降伏強度の上限が厳しく制約されている。このように近年では、降伏比や降伏強度の上下限の規制が厳しくなる構造物の需要が増加しつつある。

そこで、中高層ビルなどの大型建築構造物に使用される建築用鋼材として、低降伏比特性並びに超大入熱溶接継ぎ手靭性に優れた６００Ｍｐａ級鋼の発明が提案されていて（例えば、特許文献１参照）、この発明では、目的とするＹＲ（降伏強度／引張強度）≦８０％及びＴＳ≧５９０ＭＰａを達成するためには、熱延終了後の冷却速度を４〜７．５℃／ｓｅｃ、好ましくは５〜６．５℃／ｓｅｃとして、鋼のミクロ組織がフェライトとベイナイトとの二相でフェライト分率２５〜７５％とすることが必要であることが記載されている。しかし、この方法では熱延終了後の冷却速度の規定（４〜７．５℃／ｓｅｃ、好ましくは５〜６．５℃／ｓｅｃ）により、鋼のミクロ組織がフェライトとベイナイトとの二相でフェライト分率２５〜７５％とすることが必要であると記載されているが、各温度域での冷却速度の詳細な記述はない。

同様にＢ等の化学成分の規定とベイナイト分率の規定などにより、低ＹＲが得られることが示されている（例えば、特許文献２参照）。しかし、この発明では本質的に合金元素としてＢの添加を必要としており、ある程度のＨＡＺ靭性の劣化は避けがたく、合金元素によらない厚鋼板の製造方法の確立が求められている。

また、熱間圧延終了後、Ａｒ３温度以上から水冷焼入れを行い、その後フェライト＋オーステナイトの二相域温度に再加熱して再度急冷を行う方法を用いることにより、室温でフェライト＋ベイナイトの二相組織を得て低降伏比を達成する方法が記載されている（例えば、非特許文献１参照）。この方法のように、熱間圧延終了後、Ａｒ３温度以上から水冷焼入れを行い、その後フェライト＋オーステナイトの二相域温度に再加熱して再度急冷を行う方法を用いれば、室温でフェライト＋ベイナイトの二相組織を得て低降伏比を達成し、板厚７０ｍｍ以上の鋼板でも低降伏比、高張力、継手靭性を満足する鋼を製造することが可能である。しかし、熱間圧延後に再加熱・焼き戻しを行うために生産性が悪化し、製造コストの上昇が避け得ないという問題がある。

さらに、厚鋼板の表面−中心間の硬度差の発生を小さく抑えた低降伏比厚鋼板の制御冷却方法として、厚板圧延機の出側にそれぞれ独立して制御可能な緩冷却帯および急冷却帯を順に設けてなる厚鋼板の制御冷却装置を用い、板厚がｔ（ｍｍ）の鋼板に対して該緩冷却帯において２３８／ｔ^１．２℃／ｓ以上７１３／ｔ^１．２℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、しかる後、前記急冷却帯において１４２５／ｔ^１．２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする厚鋼板の制御冷却方法の発明が提案されている（例えば、特許文献３参照）。しかし、厚鋼板の場合は冷却速度を規定しただけでは所定の低降伏比を制御することは困難であるという問題がある。

特開２００２−２５６３７７号公報特開２００５−３３６５４１号公報特開２００５−３１３２２３号公報富田幸男ら著「建築用ＨＴ６０の降伏点に及ぼす各種プロセスの影響」、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ、ｖｏｌ．１（１９８８）、第８８頁

これまで圧延終了後の冷却は加速冷却として、積極的に材質の制御に用いられてきてはいるが、厚鋼板の冷却制御については冷却途上での各温度域での冷却特性までは細かくは検討されておらず、冷却過程全体を代表する値しか示されていなく、厚鋼板の降伏強度を制御できる効果的な冷却方法はいまだ提供されていない。本発明はこのような実情に鑑み、厚鋼板を冷却する際に冷却速度を指標とすることなしに厚鋼板の降伏強度を制御できる冷却方法により、降伏比８０％以下の低降伏比で引張強度５００Ｍｐａ級を有し、かつ、母材および溶接熱影響部の靭性に優れた板厚１０〜３０ｍｍの厚鋼板を製造する方法を提供することを課題とするものである。

本発明者らは特に圧延終了後の冷却過程を適正に制御することにより組織を調製し、板厚１０〜３０ｍｍを有する厚鋼板の降伏比を８０％以下にする製造方法について鋭意研究し、厚鋼板を製造する工程において、鋼板圧延方向に独立して水量密度を調整できる緩冷却帯水冷ゾーン、空冷ゾーン、急冷却帯水冷ゾーンを順次有する水冷装置により冷却を行い、緩冷却帯水冷ゾーンでの冷却時の水量密度を水冷開始時の水量密度Ｗｉ（以下、初期水量密度Ｗｉという）から急冷却帯水冷ゾーンでの水冷終了時の水量密度Ｗｆ（以下、最終水量密度Ｗｆという）にまで増加（初期水量密度Ｗｉ＜最終水量密度Ｗｆ）して低温冷却停止し、さらに、その間に水冷開始後３〜１５ｓの後５〜２０ｓ間の空冷を空冷ゾーンで行なうことで、鋼材の降伏強度の制御が可能であることを見出した。さらに本発明者は鋼板の化学成分に関しても詳細な検討を重ねた結果、構造用鋼として適正な強度を有しつつ、降伏比８０％以下で引張強度５００ＭＰａ級の母材および溶接熱影響部の靭性に優れた板厚１０〜３０ｍｍの厚鋼板を得ることのできる条件を見出し、本発明を完成した。

本発明の要旨は以下の通りである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ａｌ：０．００５〜０．０４％、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物らなる組成の鋳造スラブを熱間圧延し、その後、圧延方向に独立して水量密度を調整できる緩冷却帯水冷ゾーン、空冷ゾーン、急冷却帯水冷ゾーンを順次有する水冷装置により冷却を行い厚鋼板を製造する方法において、緩冷却帯水冷ゾーンの水量密度（Ｗｉ）、急冷却帯水冷ゾーンの水量密度（Ｗｆ）、さらに水冷開始温度（Ｔｃｓ）と水冷停止温度（Ｔｃｆ）および通板速度（Ｒ）を下記の製造条件とし、水冷開始後３〜１５ｓの後５〜２０ｓ間の空冷を空冷ゾーンで行なうことを特徴とする、降伏比８０％以下で引張強度５００ＭＰａ級の板厚１０〜３０ｍｍを有する母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法。
Ｗｉ＝０．２〜１．５（ｍ^３ｍ^−２ｍｉｎ^−１）、Ｗｆ＝０．５〜２．０（ｍ^３ｍ^−２ｍｉｎ^−１）、かつＷｉ＜Ｗｆ、Ｔｃｓ＝７００〜７９０（℃）、Ｔｃｆ≦４５０（℃）、Ｒ＝１０〜６０（ｍ／ｍｉｎ）

（２）前記鋳造スラブが、さらに質量％で、
Ｃｕ：０．１〜０．２３％、
Ｎｉ：０．１〜０．４５％、
を含有することを特徴とする上記（１）に記載の降伏比８０％以下で引張強度５００ＭＰａ級の板厚１０〜３０ｍｍを有する母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法。

（３）前記鋳造スラブが、さらに質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，
を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の降伏比８０％以下で引張強度５００ＭＰａ級の板厚１０〜３０ｍｍを有する母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法。

（４）前記鋳造スラブが、さらに質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜０．６％、
Ｃｒ：０．０１〜０．６％，
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の降伏比８０％以下で引張強度５００ＭＰａ級の板厚１０〜３０ｍｍを有する母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法。

本発明は、母材および溶接熱影響部の靭性に優れ、降伏比ＹＲ≦８０％、引張強度ＴＳ≧５００ＭＰａを有する板厚１０〜３０ｍｍの厚鋼板を提供でき、建築構造物、船舶用低温タンク等の大型建築構造物等の産業分野にもたらす効果は極めて大きく、さらに構造物の安全性の意味から社会に対する貢献も非常に大きい。

以下、本発明について詳細に説明する。

本発明者らは厚鋼板の圧延終了後の冷却過程を適正に制御することにより組織を調整し、板厚１０〜３０ｍｍを有する鋼板の降伏比を８０％以下にする製造方法、および適切な降伏強度５００ＭＰａ級の引張強度、靭性を得るための鋼の成分として、適切な合金元素の添加が必要となるが、これらの適正な範囲について検討し、本発明をなした。

まず、板厚１０〜３０ｍｍを有する厚鋼板の圧延終了後の冷却過程を適正に制御することにより組織を調整し、鋼厚板の降伏比を８０％以下にする方法について説明する。

図１に冷却挙動と連続冷却変態曲線の関係を模試的に示す。

一般に制御冷却により厚鋼板を製造する場合には、圧延終了後に、圧延ラインの後続に設けた水冷装置で水冷を行なうが、その場合の水量密度は冷却開始から終了までほとんど一定の水量密度を使用している。

しかしながら、本発明者らは、冷却開始から終了までほとんど一定の水量密度で水冷を行うことでは降伏比を低下させることはできず、降伏比を低減させるためには、圧延後の冷却で７００℃程度の高温でオーステナイトから変態することにより生成する軟質のフェライト（以下「初析フェライト」という。）を適正量得ることが必要である。

図１は、鋼の冷却挙動と連続冷却変態曲線の関係を模試的に示す図である。初析フェライトを適正量得るためには、図1に示すように、初析フェライトの生成する概ね７５０〜６５０℃の温度域での冷却速度を緩やかにすることが必要であり、緩冷却帯水冷ゾーンでの緩冷却（図１の冷却パス１ａ）後に空冷ゾーンでの空冷（図１の冷却パス１ｂ）することで初析フェライト変態により析出する初析フェライト量を増加できる事を見出した。さらに６５０℃以下での急冷却帯水冷ゾーンで冷却速度を高めて（図１の冷却パス１ｃ）ベイナイト組織を得、この硬質なベイナイト組織により必要な引張強度を得ることが可能になる事を見出した。なお、図１では冷却曲線の空冷部分（１ｂ）が初析フェライト変態開始温度を横切っているが、初析フェライト変態開始後に空冷が始まっても所定の空冷時間が保持されれば効果に問題はない。

これに比べて、冷却パスの取り方が適正ではない場合では、緩冷却パス（図１の冷却パス２ａ）のように、初析フェライト変態開始がより低温であるとともに初析フェライト変態領域の通過時間が短いので、初析フェライトの形成が充分ではなく、６５０℃以下での冷却速度を高めて（図１の冷却パス２ｂ）可動転位生成に有効なベイナイト組織を得ても降伏比を低減させることはできない。

初析フェライトを適正量得ることにより鋼板の降伏比が低減できる理由は、高温で形成された初析フェライトがそもそも軟質であることに加えて、後続して変態したベイナイト変態の変態歪によって、初析フェライト中に可動転位が導入されることにより、この可動転位により降伏点低減の効果をもたらすものであり、また、６５０℃以下の冷却速度を高めることは単にベイナイト組織を得るために必要ではなく、導入された可動転位の消失を抑制する効果ももたらすものであるからである。

このため、例えば、図１の一定の冷却速度の冷却パス（図１の冷却パス３ａ）のようにベイナイト変態のサブユニット形成後の冷却速度が緩やかであると、仮にベイナイト組織が得られたとしても冷却過程の間に可動転位が減少してしまい、降伏応力低減の効果が小さくなってしまうので、６５０℃以下でベイナイト変態が進行する温度域の冷却速度を高める必要がある。つまり、初析フェライトを析出させた後は冷却速度を早くしなければ、冷却過程の間に可動転位が減少してしまい、降伏応力低減の効果が小さくなってしまうのである。

ところが、鋼板の板厚が薄い場合には、鋼板表面と中央部では冷却時に殆んど温度差が生じないが、板厚１０〜３０ｍｍを有する厚鋼板の冷却の場合は、熱延後の冷却開始時および冷却終了時には鋼板表面と中央部とでは温度差が少ないものの、冷却が進行するに従って冷却途中では鋼板表面と中央部では温度差が生じるので、鋼板表面の温度に基づいて組織制御を行なうと鋼板の表面部と中央部とでは組織が同じとならないので、冷却速度だけでは厚鋼板の組織制御は困難である。

そこで、本発明では、降伏強度や引張り強度への影響が大きい冷却時の水量密度パターンに着目し板厚１０〜３０ｍｍを有する厚鋼板の組織制御を検討した。

即ち、圧延ラインの後続に設置した水冷装置の水冷ゾーンを緩冷却帯水冷ゾーン、空冷ゾーン、急冷却帯水冷ゾーンに順次区分し、冷却時に緩冷却帯水冷ゾーンおよび急冷却帯水冷ゾーンの各水冷ゾーンの水量密度を種々変化させた水量密度パターンにより熱延鋼板の冷却を行って、鋼板の組織制御［初析フェライト＋硬質第二相（ベイナイト、マルテンサイト等）］を実施した。その結果、鋼板の降伏強度は水量密度パターン、板厚により変化することを知見し、降伏比８０％以下で引張強度５００ＭＰａ級の板厚１０〜３０ｍｍを有する厚鋼板が得られる水量密度パターンの条件を見出した。

なお、本発明では、水冷装置として水量密度を調整できる通常の緩冷却帯水冷ゾーン、空冷ゾーン、急冷却帯水冷ゾーンを順次備えた水冷装置を適用することができる。

降伏比８０％以下で引張強度５００ＭＰａ級の母材および溶接熱影響部の靭性に優れた板厚１０〜３０ｍｍを有する厚鋼板を得ることができる製造条件として、本発明で見出した水量密度パターンによる製造条件は、初期水量密度（Ｗｉ）、最終水量密度（Ｗｆ）、さらに水冷開始温度（Ｔｃｓ）と水冷停止温度（Ｔｃｆ）および通板速度（Ｒ）を下記の製造条件とし、かつ水冷開始後３〜１５ｓの後５〜２０ｓ間の空冷を行なうことである。
Ｗｉ＝０．２〜１．５（ｍ^３ｍ^−２ｍｉｎ^−１）、Ｗｆ＝０．５〜２．０（ｍ^３ｍ^−２ｍｉｎ^−１）、かつＷｉ＜Ｗｆ、Ｔｃｓ＝７００〜７９０（℃）、Ｔｃｆ≦４５０（℃）、Ｒ＝１０〜６０（ｍ／ｍｉｎ）

このように、初期水量密度（Ｗｉ）、最終水量密度（Ｗｆ）さらに水冷開始温度（Ｔｃｓ）と水冷停止温度（Ｔｃｆ）および通板速度（Ｒ）並びに水冷開始後３〜１５ｓの後５〜２０ｓ間の空冷を行なうと限定した理由に関して述べる。

初期水量密度（Ｗｉ）：０．２〜１．５（ｍ^３ｍ^−２ｍｉｎ^−１）、
鋼板の降伏強度を低減させるためには充分な初析フェライトを得ることが必要であり、図１に示すように、初析フェライトが生成する温度域（初析フェライト変態開始〜ベイナイト変態開始域）で鋼板を緩冷して初析フェライトを多く生成させる必要があるので、初期水量密度（Ｗｉ）は１．５（ｍ^３ｍ^−２ｍｉｎ^−１）以下にして緩冷する必要がある。しかしながら、初期水量密度（Ｗｉ）が０．２（ｍ^３ｍ^−２ｍｉｎ^−１）を下回ると、最終的に後述する適正な水冷停止温度（Ｔｃｆ）以下に冷却を達成することができないので、０．２（ｍ^３ｍ^−２ｍｉｎ^−１）以上にする必要がある。この緩冷を行なう際の水量密度が初期水量密度である。

最終水量密度（Ｗｆ）：０．５〜２．０（ｍ^３ｍ^−２ｍｉｎ^−１）、
可動転位の生成に有効なベイナイト組織の形成にためには最終水量密度（Ｗｆ）を０．５（ｍ^３ｍ^−２ｍｉｎ^−１）以上にする必要がある。しかしながら、最終水量密度（Ｗｆ）が２．０（ｍ^３ｍ^−２ｍｉｎ^−１）を超えるとベイナイト組織の細粒化の効果により降伏強度が過剰となるので、２．０（ｍ^３ｍ^−２ｍｉｎ^−１）以下に制御することが必要である。このベイナイト組織の形成のための冷却を行なう際の水量密度が最終水量密度である。

水冷開始後３〜１５ｓ（秒）の後５〜２０ｓ（秒）間の空冷、
降伏強度を低下させるためには冷却前段の緩冷時間を充分に長く取り降伏強度の低い初析フェライトを充分に生成させる必要がある。水冷開始後３ｓ以上経過すると、図１の冷却パス１ａに示すように、空冷中に冷却曲線が初析フェライト変態開始温度を横切るか、最初の水冷の時間中に初析フェライト変態が開始されるので、充分な量の初析フェライトを生成させることができるようになる。水冷開始後３ｓ未満ではこのような場合のような充分な量の初析フェライトを生成することができない。一方、水冷開始後１５ｓを超えると鋼板の冷却が進みすぎて、図１の冷却パス２ａまたは３ａに示すように、初析フェライト変態開始温度が低下し、初析フェライトを充分に生成させることができなくなる。したがって、本発明では水冷開始後３〜１５ｓとした。また、空冷時間を５〜２０ｓとしたのは、降伏強度を低減させるに必要な初析フェライトを充分に成長させるには、図１の冷却パス１ｂに示すように、５ｓ以上の空冷時間が必要である。しかしながら、空冷時間が２０ｓを超えると初析フェライトが過剰となって引張強度が低下するので、上限は２０ｓとした。

水冷開始温度（Ｔｃｓ）：７００〜７９０（℃）、
水冷開始温度（Ｔｃｓ）が７００℃を下回ると水冷開始前に進行するフェライト変態量が大きくなって粗大なフェライトが形成され、強度や靭性を著しく低下させるので、７００℃以上とする必要がある。しかしながら、７９０℃を上回ると、圧延終了温度を高く設定する必要が生じ、母材の靭性を損なうので、上限は７９０℃とした。

水冷停止温度（Ｔｃｆ）：≦４５０（℃）、
本発明では主としてｔｃ以降の冷却時に生じるベイナイト組織の可動転位を維持することが必要で、そのためには冷却終了後転位の回復が生じないようにＴｃｆは低く押さえる必要があり、その上限は４５０℃とした。

通板速度（Ｒ）：Ｒ＝１０〜６０（ｍ／ｍｉｎ）、
水量密度に応じた適正な冷却時の通板速度（Ｒ）を採用しないと、本発明で必要な適正な冷却条件が得られない。Ｒが１０（ｍ／ｍｉｎ）を下回ると、鋼材が過剰に冷却され、一方、６０（ｍ／ｍｉｎ）を超えると後述する水冷停止温度やベイナイト変態に必要な冷却条件が得られないので６０（ｍ／ｍｉｎ）以下とする必要がある。

以上述べたように、本発明は、圧延終了後の冷却過程を適正に制御し、冷却前段の冷却時に空冷を行なうことによって初析フェライトを充分に生成させ、後段の急冷によりベイナイト変態をさせた上で低温冷却停止を行うようにしたので、ベイナイト変態により初析フェライトに起因する可動転位が維持されるようになるのである。

次に、本発明で用いる鋼板の成分範囲に関して述べる。

Ｃは鋼の引張強度を向上させる有効な成分であるとともに、変態温度を低下させて可動転位の導入により降伏強度の低減に有効なベイナイトの生成を促進するために必要な成分であり、降伏比８０％以下を達成するためには０．０５％以上の添加が必要である。また過剰の添加は、鋼材の低温靭性や溶接性、ＨＡＺ靭性などを著しく低下させるので、上限を０．１２％とした。

Ｓｉは母材の引張強度確保、脱酸などに必要な成分であり０．０５％以上の添加が必要である。ただしＨＡＺの硬化により靭性が低下するのを防止するため上限を０．２５％とした。

Ｍｎは母材の強度、相性の確保に有効な成分として０．４％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容できる範囲で上限を２．０％とした。

Ｐは不可避的に不純物として含有される成分であって、含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、０．０２％を上限とした。

Ｓは不可避的に不純物として含有される成分であって、含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、０．０２％を上限とした。

Ａ１は重要な脱酸元素であり、下限値を０．００５％とした。また、Ａ１が多量に存在すると、鋳片の表面品位が劣化するため、上限を０．０４％とした。

Ｃｕは鋼材の引張強度を向上させるために有効であり、０．１％以上必要であるが、１．０％を超えるとＨＡＺ靭性を低下させることから、１．０％を上限とした。なお、原料から不純物として鋼中にＣｕが含有される場合があるが、本発明では不純物としてのＣｕを０．１％未満含有することを許容できる。

Ｎｉは鋼材の強度および靭性を向上させるために有効であり、０．１％以上必要であるが、Ｎｉ量の増加は製造コストを上昇させるので、１．０％を上限とした。

ＴｉはＮと結合してＴｉ窒化物を形成させるために大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善するので０．００５％以上添加する。しかし、固溶Ｔｉ量が増加するとＨＡＺ靭性が低下するため、０．０３％を上限とした。

Ｎｂは焼人性を向上させることにより鋼の引張強度および靭性を向上させるために有効な元素であり、０．００３％以上必要であるが、ＨＡＺ部においては過剰な添加は靭性を著しく低下させるため０．０５％を上限とした。

Ｍｏは焼入れ性を向上させることにより鋼の引張強度及び靭性を向上させるために有効な元素であり、０．０１％以上の添加で効果があるが、母材やＨＡＺにおいて過剰な添加は靭性を著しく低下させるため０．６％を上限とした。

ＣｒもＭｏと同様に焼入れ性を向上させることにより鋼の引張強度および靭性を向上させるに有効な元素であり、０．０１％以上の添加で効果があるが、母材やＨＡＺにおいて過剰な添加は靭性を著しく低下させるため０．６％を上限とした。

Ｂは微量でも焼入れ性を向上させることにより鋼の引張強度および靭性を向上させるに有効な元素であり、０．０００３％以上の添加で効果があるが、母材やＨＡＺにおいて過剰な添加は靭性を著しく低下させるため０．００３％を上限とした。

以上に述べたように、本発明では鋼材の成分を適正にし、かつ圧延終了後の冷却過程を適正に制御することによって、降伏比８０％以下で引張強度５００ＭＰａ級の母材および溶接熱影響部の靭性に優れた板厚１０〜３０ｍｍの厚鋼板を製造することができる。

以下実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。

表１に示した製造方法と表２に示した化学成分の試作鋼を用いて５００ＭＰａ級鋼板を試作した。表１においてＮｏ．１からＮｏ．２５は本発明例、Ｎｏ．２６からＮｏ．３７が比較例である。試作鋼は転炉溶製し、ＲＨに真空脱ガス処理時にて脱酸を行っている。連続鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片に鋳造した後、表１に示す加熱温度にて加熱後、最終製品板厚の２倍の板厚まで粗圧延をした後、表１に示す条件で仕上圧延を行った。その後、表１に示す条件にて水冷を行い、鋼板を製造した。

鋼板から全厚の引張試験片を採取、引張試験を行うとともに、母材の低温靭性を調べるために、シャルピー衝撃試験片を採取し、試験を行った。引張特性に関しては引張強度５００ＭＰａ以上かつ降伏比８０％以下を合格とし、母材靭性は−６８℃で２７Ｊ以上を合格とした。

また溶接熱影響（ＨＡＺ）部の靭性を調査するために溶接は入熱４８ｋＪ／ｃｍにて、多層盛サブマージアーク溶接を行い、ボンド部からシャルピー衝撃試験片を採取、試験に供した。試験温度は−６８℃とし、２７Ｊ以上の吸収エネルギーが得られた場合を合格とした。表３には試験結果を示す。

表３に示すように、本発明に規定する成分範囲および製造条件範囲を満たす本発明例Ｎｏ．１からＮｏ．２５は、いずれも降伏比８０％以下、引張強度５００ＭＰａ以上の性質を備えていて、且つ、母材および溶接熱影響部の靭性も優れているものであった。

これに対して、比較例Ｎｏ．２６は、表２に示すように本発明で規定する成分範囲を満たしているものの、表１に示すように製造工程での冷却条件が従来のように均一冷却を行なったので、降伏比が８０％を超えていた。比較例Ｎｏ．２７から比較例Ｎｏ．３７は、表２に示すように、いずれも本発明の成分範囲外の鋼種である。

これらの鋼種についての性質は、表３に示している。即ち、比較例Ｎｏ．２７はＣ含有量が低く母材強度が不足していた。比較例Ｎｏ．２８はＣ含有量が過剰で母材靭性および溶接部熱影響（ＨＡＺ）部靭性が不足していた。比較例Ｎｏ．２９はＳｉ含有量が低く、母材の強度と靭性が不足していた。比較例Ｎｏ．３０はＳｉ含有量が過剰で、母材の強度と靭性が不足していた。比較例Ｎｏ．３１はＭｎ含有量が低く、母材強度が不足していた。比較例Ｎｏ．３２はＭｎ含有量が過剰で母材靭性および溶接部熱影響（ＨＡＺ）部靭性が不足していた。比較例Ｎｏ．３３は不純物元素であるＰが過剰で、母材靭性および溶接部熱影響（ＨＡＺ）部靭性が不足していた。比較例Ｎｏ．３４は不純物元素であるＳが過剰で、母材靭性および溶接部熱影響（ＨＡＺ）部靭性が不足していた。比較例Ｎｏ．３５はＮｂが過剰で、溶接部熱影響（ＨＡＺ）部靭性が不足していた。比較例Ｎｏ．３６はＡｌが過剰で、降伏比が高く、鋳片割れが発生した。比較例Ｎｏ．３７はＡｌが低く、母材靭性が不足していた。

以上の本発明例及び比較例から明らかなように、本発明によれば、母材および溶接熱影響部の靭性に優れ、降伏比ＹＲ≦８０％、引張強度ＴＳ≧５００ＭＰａを有する板厚１０〜３０ｍｍの厚鋼板が得られることが分かる。

鋼の冷却挙動と連続冷却変態曲線の関係を模試的に示す図である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ａｌ：０．００５〜０．０４％、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物らなる組成の鋳造スラブを熱間圧延し、その後、圧延方向に独立して水量密度を調整できる緩冷却帯水冷ゾーン、空冷ゾーン、急冷却帯水冷ゾーンを順次有する水冷装置により冷却を行い厚鋼板を製造する方法において、緩冷却帯水冷ゾーンの水量密度（Ｗｉ）、急冷却帯水冷ゾーンの水量密度（Ｗｆ）、さらに水冷開始温度（Ｔｃｓ）と水冷停止温度（Ｔｃｆ）および通板速度（Ｒ）を下記の製造条件とし、水冷開始後３〜１５ｓの後５〜２０ｓ間の空冷を空冷ゾーンで行なうことを特徴とする、降伏比８０％以下で引張強度５００ＭＰａ級の板厚１０〜３０ｍｍを有する母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法。
Ｗｉ＝０．２〜１．５（ｍ^３ｍ^−２ｍｉｎ^−１）、Ｗｆ＝０．５〜２．０（ｍ^３ｍ^−２ｍｉｎ^−１）、かつＷｉ＜Ｗｆ、Ｔｃｓ＝７００〜７９０（℃）、Ｔｃｆ≦４５０（℃）、Ｒ＝１０〜６０（ｍ／ｍｉｎ）
前記鋳造スラブが、さらに質量％で、
Ｃｕ：０．１〜０．２３％、
Ｎｉ：０．１〜０．４５％、
を含有することを特徴とする請求項１に記載の降伏比８０％以下で引張強度５００ＭＰａ級の板厚１０〜３０ｍｍを有する母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法。
前記鋳造スラブが、さらに質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，
を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の降伏比８０％以下で引張強度５００ＭＰａ級の板厚１０〜３０ｍｍを有する母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法。
前記鋳造スラブが、さらに質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜０．６％、
Ｃｒ：０．０１〜０．６％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の降伏比８０％以下で引張強度５００ＭＰａ級の板厚１０〜３０ｍｍを有する母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法。