JP5935678B2 - 高靭性高張力鋼およびその製造方法 - Google Patents
高靭性高張力鋼およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5935678B2 JP5935678B2 JP2012273142A JP2012273142A JP5935678B2 JP 5935678 B2 JP5935678 B2 JP 5935678B2 JP 2012273142 A JP2012273142 A JP 2012273142A JP 2012273142 A JP2012273142 A JP 2012273142A JP 5935678 B2 JP5935678 B2 JP 5935678B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- less
- strength
- affected zone
- base material
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 72
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 72
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 19
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 49
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims description 34
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 24
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 15
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims description 13
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims description 12
- 239000010953 base metal Substances 0.000 claims description 8
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 claims description 5
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 5
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 16
- 238000000034 method Methods 0.000 description 15
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 13
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 9
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 8
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 8
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 8
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 7
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 5
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 5
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 5
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 4
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 4
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 4
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 3
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 3
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 3
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 3
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 3
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000746 Structural steel Inorganic materials 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 230000002708 enhancing effect Effects 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 1
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 238000004088 simulation Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 1
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
Description
本発明は、船舶や海洋構造物、圧力容器、ペンストックなど鋼製構造物に用いられる高張力鋼板およびその製造方法に関し、特に降伏強度が６３０ＭＰａ以上で、母材の強度、靱性に優れるだけでなく、多層溶接時の溶接熱影響部の靱性に優れる高靭性高張力鋼板およびその製造方法に関わる。
船舶や海洋構造物、圧力容器に用いられる鋼材は、溶接により所望の形状の構造物に仕上げられる。これらの鋼では、構造物の安全性を確保するために、母材靭性だけでなく、溶接熱影響部の靭性にも優れることが要求される。
上記鋼について、板厚が厚い鋼板の溶接は多層溶接により施工されるが、溶接熱影響部では、複雑な熱履歴を受けるために局所脆化域が発生しやすく、特に、ボンド部およびフェライトとオーステナイトの２相域加熱部において靭性の著しい低下が問題となる。このような領域では、島状マルテンサイトの生成を伴う上部ベイナイト組織を形成し、靭性が低下するためである。
上記鋼について、板厚が厚い鋼板の溶接は多層溶接により施工されるが、溶接熱影響部では、複雑な熱履歴を受けるために局所脆化域が発生しやすく、特に、ボンド部およびフェライトとオーステナイトの２相域加熱部において靭性の著しい低下が問題となる。このような領域では、島状マルテンサイトの生成を伴う上部ベイナイト組織を形成し、靭性が低下するためである。
上記問題への対策として、特許文献１にはＴｉ等の酸化物を鋼中に微細分散させボンド部のオーステナイト粒の粗大化を防止することでフェライト粒を微細化し、溶接熱影響部の靭性を向上させる技術が開示されている。しかし、この技術は、フェライトを母相とする比較的低強度の鋼材を対象にしており、より高強度材の溶接熱影響部はフェライトを含まない組織となるために、フェライトの微細化による溶接熱影響部の靭性の向上効果は得られにくい。
また、２相域加熱部、つまり最初の溶接時に溶融点近傍まで加熱された領域が、後続の溶接による再加熱によりフェライトとオーステナイトの２相域になる領域が最も脆化する。これは、後続の再加熱により変態したオーステナイト領域に炭素が濃化し、この部分が冷却時に島状マルテンサイト生成を伴う上部ベイナイト組織を形成し、靭性を著しく劣化させるためである。２相域加熱部などに代表される溶接熱影響部の対策として、特許文献２には、低Ｃ化および低Ｓｉ化することで島状マルテンサイトの生成を抑制し、さらにＣｕを添加することで母材強度を確保する技術が開示されている。
また、特許文献３では、低Ｃ化して溶接熱影響部靭性を向上しＣｕにより強度を高める技術が開示されている。この先行技術は時効処理によるＣｕの析出を利用して強度を高めるものであるが、多量のＣｕを添加するために熱間延性が低下し、生産性を著しく阻害する。特許文献４には実施例で板厚４５ｍｍ以下の鋼板についてＰｃｍ≦０．２３の条件を満たし、降伏強度が６９０ＭＰａ以上の鋼板について記載されているが、本発明の様にＣを低減し厚肉化を行うためには、Ｐｃｍ≦０．２３と成分が低く強度の確保が難しい。特許文献５に開示されている技術は熱間圧延前に長時間の熱処理を行う必要があり、製造性が低下する。
さらに、従来技術では次に挙げる、いくつかの解決すべき問題点が残されている。例えば、Ｔｉ酸化物を利用する技術では、鋼中への酸化物の均一な微細分散が難しいという問題点がある。さらに、構造物の大型化に伴い、使用される鋼材の更なる高強度化、厚肉化が求められている。高強度化、厚肉化のためには特許文献２および３の技術とは異なり、合金元素の多量添加が有効である。しかし合金元素の添加は、溶接熱影響部の靭性を低下させる問題がある。特許文献４の技術では、厚板分野では比較的板厚の薄いものを使用する鋼管に適用可能な技術であり、溶接時に生成した島状マルテンサイトを微細化するために最高１０００℃までの再加熱が必要となるなど、厚肉かつ生産性の高い鋼材が必要とされる海洋構造物などの用途には適用できない。
そこで、本発明の目的は、従来未解決の上記の問題点を解決し、合金元素の添加量を増やさざるを得ない厚肉の高強度鋼板においても、母材の強度、靱性に優れるとともに、溶接熱影響部の靭性にも優れる、板厚が７５ｍｍ以上の厚肉の高張力鋼板とその有利な製造方法を提供することにある。
発明者らは、合金元素を添加して強度を確保した厚肉高張力鋼板（母材）の靱性を向上するとともに、該厚肉高張力鋼板を多層溶接したときに形成される溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を改善する方法について、種々の比較検討を行った。
その結果、
１）降伏強度が６３０ＭＰａ以上の母材の靱性には鋼中の酸化物量の影響が大きい
こと
２）多層溶接時の溶接熱影響部の靱性劣化は、２相域加熱部に形成される脆化組織
の生成に起因すること
を見いだした。
その結果、
１）降伏強度が６３０ＭＰａ以上の母材の靱性には鋼中の酸化物量の影響が大きい
こと
２）多層溶接時の溶接熱影響部の靱性劣化は、２相域加熱部に形成される脆化組織
の生成に起因すること
を見いだした。
上記１）の鋼中の酸化物量を低減するためには、鋼中酸素量を低減することが有効であり、鋼中酸素量を０．００３０質量％以下にすると母材の靱性が大幅に向上することが明らかになった。
また、上記２）の多層溶接時の溶接熱影響部における脆化組織の靱性を改善する方法について鋭意検討した結果、従来技術のように単にＣを低減しただけでは不十分であり、さらに、２相域加熱部に生成する個々の島状マルテンサイトの大きさ（面積）を小さくしてやる必要があること、そして、その達成手段としては、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを適正量添加し、Ｃを低減してやることが有効であることを見いだした。
本発明者らは、上記の知見に基づき本発明を完成させた。
すなわち、本発明の要旨は以下の［１］〜［５］のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：３％以下、Ｎｉ：５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０２〜０．０４％、Ｎ：０．００７％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｏ：０．０００５〜０．００３０％を下記の（１）式および（２）式で定義されるそれぞれについてＣｅｑＩＩＷ≧０．６５％、Ｐｃ≧５．５の関係を満足するように含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、Ｘ開先（開先角度４５°）で入熱５０ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接による多層溶接時の溶接熱影響部に形成される個々の島状マルテンサイトの平均面積が３μｍ２以下であって、母材強度がＴＳ（引張強度）≧７２０ＭＰａ、ＹＰ（降伏強度）≧６３０ＭＰａおよび母材靭性がｖＥ −６０ ≧１２０Ｊであることを特徴とする、母材の強度、靱性および多層溶接時の溶接熱影響部の靱性に優れる板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板。
記
ＣｅｑＩＩＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５（％）・・・（１）
Ｐｃ＝２Ｍｎ＋３Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ−１２．５×Ｃ（％）・・・（２）
〔式中の各元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。〕
［２］前記化学成分が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．２％を超えかつ０．５％未満、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下の中から少なくとも１種または２種以上を含有することを特徴とする、［１］に記載の母材の強度、靱性および多層溶接時の溶接熱影響部の靱性に優れる板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板。
［３］前記化学成分が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００３％の中から少なくとも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］に記載の母材の強度、靱性および多層溶接時の溶接熱影響部の靱性に優れる板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板。
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の鋼板の製造方法であって、スラブを、Ａｃ３点〜１２００℃に加熱し、累積圧下率が５０％以上となるように熱間圧延を行い、次いでＡｒ３点以上の温度から、板厚中心部が３５０℃以下になるまで直接急冷し、その後、４５０℃〜６５０℃の温度で焼戻すことを特徴とする、母材の強度、靱性および多層溶接時の溶接熱影響部の靱性に優れる板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板の製造方法。
［５］［１］〜［３］のいずれかに記載の鋼板の製造方法であって、スラブを、Ａｃ３点〜１２００℃に加熱し、累積圧下率が５０％以上となるように熱間圧延を行った後放冷し、次いで再度Ａｃ３点〜１０５０℃に加熱後、次いでＡｒ３点以上の温度から、板厚中心部が３５０℃以下になるまで急冷し、その後４５０℃〜６５０℃で焼戻すことを特徴とする、母材の強度、靱性および多層溶接時の溶接熱影響部の靱性に優れる板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板の製造方法。
すなわち、本発明の要旨は以下の［１］〜［５］のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：３％以下、Ｎｉ：５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０２〜０．０４％、Ｎ：０．００７％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｏ：０．０００５〜０．００３０％を下記の（１）式および（２）式で定義されるそれぞれについてＣｅｑＩＩＷ≧０．６５％、Ｐｃ≧５．５の関係を満足するように含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、Ｘ開先（開先角度４５°）で入熱５０ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接による多層溶接時の溶接熱影響部に形成される個々の島状マルテンサイトの平均面積が３μｍ２以下であって、母材強度がＴＳ（引張強度）≧７２０ＭＰａ、ＹＰ（降伏強度）≧６３０ＭＰａおよび母材靭性がｖＥ −６０ ≧１２０Ｊであることを特徴とする、母材の強度、靱性および多層溶接時の溶接熱影響部の靱性に優れる板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板。
記
ＣｅｑＩＩＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５（％）・・・（１）
Ｐｃ＝２Ｍｎ＋３Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ−１２．５×Ｃ（％）・・・（２）
〔式中の各元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。〕
［２］前記化学成分が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．２％を超えかつ０．５％未満、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下の中から少なくとも１種または２種以上を含有することを特徴とする、［１］に記載の母材の強度、靱性および多層溶接時の溶接熱影響部の靱性に優れる板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板。
［３］前記化学成分が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００３％の中から少なくとも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］に記載の母材の強度、靱性および多層溶接時の溶接熱影響部の靱性に優れる板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板。
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の鋼板の製造方法であって、スラブを、Ａｃ３点〜１２００℃に加熱し、累積圧下率が５０％以上となるように熱間圧延を行い、次いでＡｒ３点以上の温度から、板厚中心部が３５０℃以下になるまで直接急冷し、その後、４５０℃〜６５０℃の温度で焼戻すことを特徴とする、母材の強度、靱性および多層溶接時の溶接熱影響部の靱性に優れる板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板の製造方法。
［５］［１］〜［３］のいずれかに記載の鋼板の製造方法であって、スラブを、Ａｃ３点〜１２００℃に加熱し、累積圧下率が５０％以上となるように熱間圧延を行った後放冷し、次いで再度Ａｃ３点〜１０５０℃に加熱後、次いでＡｒ３点以上の温度から、板厚中心部が３５０℃以下になるまで急冷し、その後４５０℃〜６５０℃で焼戻すことを特徴とする、母材の強度、靱性および多層溶接時の溶接熱影響部の靱性に優れる板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板の製造方法。
本発明を用いることで、母材の引張強度が７２０ＭＰａ以上でかつ降伏強度が６３０ＭＰａ以上の高強度を有するとともに、母材の靭性にも優れ、さらに、多層溶接時の溶接熱影響部の靭性にも優れる、板厚が７５ｍｍ以上の厚肉の高張力鋼板とその有利な製造方法とを提供することができる。
以下、本発明について詳細に説明する。
はじめに、本発明の鋼の化学成分の限定理由を説明する。なお、化学成分における各元素の含有量は全て、質量％である。
はじめに、本発明の鋼の化学成分の限定理由を説明する。なお、化学成分における各元素の含有量は全て、質量％である。
・Ｃ：０．００５〜０．０５％
Ｃは、構造用鋼に求められる強度を得るために必要不可欠な元素であるが、多量に添加すると、溶接熱影響部に生成する島状マルテンサイトの生成量が多くなり、さらに島状マルテンサイト中のＣ濃度を上昇させ、島状マルテンサイトの硬度を上昇させて靭性を低下させるので上限を０．０５％とした。また、０．００５％より添加量が少ないと、十分な強度が得られず、合金元素の大量添加が必要になり製造コストが高くなるので、下限を０．００５％とする。好ましくは０．０１％〜０．０５％である。
Ｃは、構造用鋼に求められる強度を得るために必要不可欠な元素であるが、多量に添加すると、溶接熱影響部に生成する島状マルテンサイトの生成量が多くなり、さらに島状マルテンサイト中のＣ濃度を上昇させ、島状マルテンサイトの硬度を上昇させて靭性を低下させるので上限を０．０５％とした。また、０．００５％より添加量が少ないと、十分な強度が得られず、合金元素の大量添加が必要になり製造コストが高くなるので、下限を０．００５％とする。好ましくは０．０１％〜０．０５％である。
・Ｓｉ：０．０５〜０．３％
Ｓｉは脱酸剤として作用し、本発明では適度な脱酸を行うために０．０５％以上添加する必要があるが、０．３％を超えて含有すると、母材靭性が著しく低下するとともに、溶接熱影響部において島状マルテンサイトの生成を助長し、溶接熱影響部靭性が顕著に低下する。このため、Ｓｉの範囲を０．０５％〜０．３％とした。
Ｓｉは脱酸剤として作用し、本発明では適度な脱酸を行うために０．０５％以上添加する必要があるが、０．３％を超えて含有すると、母材靭性が著しく低下するとともに、溶接熱影響部において島状マルテンサイトの生成を助長し、溶接熱影響部靭性が顕著に低下する。このため、Ｓｉの範囲を０．０５％〜０．３％とした。
・Ｍｎ：０．５〜５％
Ｍｎは母材強度を確保する観点から０．５％以上添加する必要がある。一方５％より多く添加すると、過剰に焼入性を高め、溶接熱影響部の靭性を著しく低下させることから、５％以下とする必要がある。
Ｍｎは母材強度を確保する観点から０．５％以上添加する必要がある。一方５％より多く添加すると、過剰に焼入性を高め、溶接熱影響部の靭性を著しく低下させることから、５％以下とする必要がある。
・Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、０．０１５％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性を著しく低下させるため０．０１５％以下に制限する。
・Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、０．００５％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性を顕著に低下させるため、０．００５％以下とする。
Ｐは、０．０１５％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性を著しく低下させるため０．０１５％以下に制限する。
・Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、０．００５％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靭性を顕著に低下させるため、０．００５％以下とする。
・Ｃｒ：３％以下
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靭性を低下させるので、３％以下とする。好ましくは、０．１％〜２．７％である。
・Ｎｉ：５％以下
Ｎｉは、鋼の強度および溶接熱影響部の靭性を向上させる有益な元素である。しかし、他の合金元素に比べ高価であるため上限を５％とする。好ましくは０．８〜５％である。
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靭性を低下させるので、３％以下とする。好ましくは、０．１％〜２．７％である。
・Ｎｉ：５％以下
Ｎｉは、鋼の強度および溶接熱影響部の靭性を向上させる有益な元素である。しかし、他の合金元素に比べ高価であるため上限を５％とする。好ましくは０．８〜５％である。
・Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
Ｔｉは鋼中でＴｉ窒化物を形成して固溶窒素量を低下させることでＢＮの析出を抑制し、鋼中にＢを十分に固溶させて焼入性を確保することができる。さらに、Ｔｉ窒化物はオーステナイト温度域でも安定な析出物であり、溶接熱影響部のオーステナイトの粗大化を効果的に抑制することができるので、Ｔｉを０．００５％以上添加する必要がある。一方、０．０２％より多く含有すると、Ｔｉ窒化物が粗大化し母材および溶接熱影響部の靭性を低下させるので０．０２％以下に制限する必要がある。
Ｔｉは鋼中でＴｉ窒化物を形成して固溶窒素量を低下させることでＢＮの析出を抑制し、鋼中にＢを十分に固溶させて焼入性を確保することができる。さらに、Ｔｉ窒化物はオーステナイト温度域でも安定な析出物であり、溶接熱影響部のオーステナイトの粗大化を効果的に抑制することができるので、Ｔｉを０．００５％以上添加する必要がある。一方、０．０２％より多く含有すると、Ｔｉ窒化物が粗大化し母材および溶接熱影響部の靭性を低下させるので０．０２％以下に制限する必要がある。
・Ａｌ：０．０２％〜０．０４％
Ａｌは溶鋼を十分に脱酸するために、０．０２％以上含有する必要がある。一方、０．０４％より多く含有すると、母材中に固溶するＡｌ量が多くなり、母材靭性を低下させるので０．０４％以下に制限する必要がある。
Ａｌは溶鋼を十分に脱酸するために、０．０２％以上含有する必要がある。一方、０．０４％より多く含有すると、母材中に固溶するＡｌ量が多くなり、母材靭性を低下させるので０．０４％以下に制限する必要がある。
・Ｎ：０．００７％以下
Ｎは、母材中に固溶すると著しく母材靭性を低下させ、さらに溶接熱影響部においても粗大な炭窒化物を形成し靭性を低下させるので、０．００７％以下に制限する必要がある。
Ｎは、母材中に固溶すると著しく母材靭性を低下させ、さらに溶接熱影響部においても粗大な炭窒化物を形成し靭性を低下させるので、０．００７％以下に制限する必要がある。
・Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで粒界からのフェライト変態を抑制し、ベイナイト分率を増加させることで高強度化する効果があり、０．０００３％以上添加する必要がある。しかし、０．００３％を超えて添加すると、炭窒化物として析出し焼入性を低下させ、靭性が低下するので上限を０．００３％とする。好ましくは０．０００５〜０．００２０％である。
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで粒界からのフェライト変態を抑制し、ベイナイト分率を増加させることで高強度化する効果があり、０．０００３％以上添加する必要がある。しかし、０．００３％を超えて添加すると、炭窒化物として析出し焼入性を低下させ、靭性が低下するので上限を０．００３％とする。好ましくは０．０００５〜０．００２０％である。
・Ｏ：０．０００５〜０．００３０％
Ｏ（酸素）は、鋼中に酸化物の形態で存在する場合、オーステナイトの粒成長を抑制することで母材靱性を改善する場合があるが、降伏強度が６３０ＭＰａ以上の高張力鋼板では、強度が高いことで酸化物を起点とする破壊が起こりやすく、その上限を０．００３０％とする必要がある。一方、酸素量を０．０００５％未満とすることは操業上の負荷が大きいことから下限を０．０００５％とする。
Ｏ（酸素）は、鋼中に酸化物の形態で存在する場合、オーステナイトの粒成長を抑制することで母材靱性を改善する場合があるが、降伏強度が６３０ＭＰａ以上の高張力鋼板では、強度が高いことで酸化物を起点とする破壊が起こりやすく、その上限を０．００３０％とする必要がある。一方、酸素量を０．０００５％未満とすることは操業上の負荷が大きいことから下限を０．０００５％とする。
本発明の高張力鋼は、上記必須元素に加えて、さらに強度、靱性を高める目的でＣｕ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂの中から少なくとも１種類または２種類以上を含有することができる。
・Ｃｕ：０．２％を超え０．５％未満
Ｃｕは靱性を損なうことなく鋼の強度の向上が図れるが、０．５％以上添加すると熱間圧延時に鋼板表面に割れを生じるので０．５％未満とする。また、添加量が０．２％以下の場合、十分な強度上昇が得られないので、添加する場合には、０．２％を超える添加が必要である。
・Ｃｕ：０．２％を超え０．５％未満
Ｃｕは靱性を損なうことなく鋼の強度の向上が図れるが、０．５％以上添加すると熱間圧延時に鋼板表面に割れを生じるので０．５％未満とする。また、添加量が０．２％以下の場合、十分な強度上昇が得られないので、添加する場合には、０．２％を超える添加が必要である。
・Ｍｏ：１％以下
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると合金炭化物の析出による硬度の上昇を引き起こし、靭性を低下させるので１％以下とする。
・Ｖ：０．２％以下
Ｖは母材の強度、靱性の向上に効果があり、また、ＶＮとして析出することで固溶Ｎの低下に有効であるが、０．２％より多く添加すると硬質なＶＣの析出により靭性が低下するので０．２％以下にする。好ましくは、０．１％以下である。
・Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは鋼の強化に有効な元素であるが、０．１％を超える添加は多層溶接時の溶接熱影響部の靭性を著しく低下させるので、０．１％以下とする。
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると合金炭化物の析出による硬度の上昇を引き起こし、靭性を低下させるので１％以下とする。
・Ｖ：０．２％以下
Ｖは母材の強度、靱性の向上に効果があり、また、ＶＮとして析出することで固溶Ｎの低下に有効であるが、０．２％より多く添加すると硬質なＶＣの析出により靭性が低下するので０．２％以下にする。好ましくは、０．１％以下である。
・Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは鋼の強化に有効な元素であるが、０．１％を超える添加は多層溶接時の溶接熱影響部の靭性を著しく低下させるので、０．１％以下とする。
本発明の高張力鋼は、上記化学成分に加えて、さらに材質を改善する目的でＣａ，ＲＥＭの中から少なくとも１種類または２種類を含有することができる。
・Ｃａ：０．０００５〜０．００３％
Ｃａを０．０００５％以上添加すると、有害なＯおよびＮを酸化物および硫化物として固定し鋼の材質を改善する。しかし、０．００３％を超えて添加しても、その効果が飽和するため０．００３％以下とする。
・ＲＥＭ：０．０００３〜０．００３％
ＲＥＭとはＣｅ、Ｌａをはじめとする希土類金属を指す。ＲＥＭも０．０００３％以上添加すると、Ｃａと同様に、鋼中で酸化物および硫化物を形成して材質の改善効果があるが、０．００３％より多く添加してもその効果が飽和するため、０．０００３〜０．００３％に限定する。
・Ｃａ：０．０００５〜０．００３％
Ｃａを０．０００５％以上添加すると、有害なＯおよびＮを酸化物および硫化物として固定し鋼の材質を改善する。しかし、０．００３％を超えて添加しても、その効果が飽和するため０．００３％以下とする。
・ＲＥＭ：０．０００３〜０．００３％
ＲＥＭとはＣｅ、Ｌａをはじめとする希土類金属を指す。ＲＥＭも０．０００３％以上添加すると、Ｃａと同様に、鋼中で酸化物および硫化物を形成して材質の改善効果があるが、０．００３％より多く添加してもその効果が飽和するため、０．０００３〜０．００３％に限定する。
・ＣｅｑＩＩＷ≧０．６５％
本発明では、多層溶接時の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を向上させる目的で母材中のＣ量を低減しているが、一方で強度を確保するために合金元素の添加が必要であり、下記の式（１）式で定義するＣｅｑＩＩＷがＣｅｑＩＩＷ≧０．６５％の関係を満たすように成分を添加すれば、母材の引張強度が７２０ＭＰａ以上で、かつ降伏強度が６３０ＭＰａ以上にすることができ、母材の強度を十分に確保することができる。
ＣｅｑＩＩＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５（％）・・・（１）
なお、式中の各元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
本発明では、多層溶接時の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を向上させる目的で母材中のＣ量を低減しているが、一方で強度を確保するために合金元素の添加が必要であり、下記の式（１）式で定義するＣｅｑＩＩＷがＣｅｑＩＩＷ≧０．６５％の関係を満たすように成分を添加すれば、母材の引張強度が７２０ＭＰａ以上で、かつ降伏強度が６３０ＭＰａ以上にすることができ、母材の強度を十分に確保することができる。
ＣｅｑＩＩＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５（％）・・・（１）
なお、式中の各元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
・Ｐｃ≧５．５
多層溶接時の溶接熱影響部のボンド部近傍における靱性劣化は、多層溶接時に２相域加熱部に形成される島状マルテンサイトを含む脆化組織の生成に起因している。この脆化組織の靱性を改善するには、従来技術のように単にＣを低減しただけでは不十分であり、さらに、形成される個々の島状マルテンサイトの大きさ（面積）を小さくして、島状マルテンサイトの硬さを低減してマトリクスとの硬度差を小さくしてやる必要があること、そして、その達成手段としては、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを適正量添加し、Ｃを低減してやることが有効であり、下記（２）式で定義されるＰｃがＰｃ≧５．５の関係を満たすことが必要である。
Ｐｃ＝２Ｍｎ＋３Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ−１２．５×Ｃ（％）・・・（２）
なお、式中の各元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
多層溶接時の溶接熱影響部のボンド部近傍における靱性劣化は、多層溶接時に２相域加熱部に形成される島状マルテンサイトを含む脆化組織の生成に起因している。この脆化組織の靱性を改善するには、従来技術のように単にＣを低減しただけでは不十分であり、さらに、形成される個々の島状マルテンサイトの大きさ（面積）を小さくして、島状マルテンサイトの硬さを低減してマトリクスとの硬度差を小さくしてやる必要があること、そして、その達成手段としては、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを適正量添加し、Ｃを低減してやることが有効であり、下記（２）式で定義されるＰｃがＰｃ≧５．５の関係を満たすことが必要である。
Ｐｃ＝２Ｍｎ＋３Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ−１２．５×Ｃ（％）・・・（２）
なお、式中の各元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
ここで、上記Ｐｃ≧５．５の関係の意味するところは、以下のとおりである。
ＭｎおよびＮｉは、オーステナイト安定化元素であるため、これらの元素の含有量を高めることによって、オーステナイト中に固溶するＣの濃度上昇を抑制し、さらに炭化物生成元素であるＣｒ、Ｍｏ、Ｖを添加することにより析出した炭化物が溶解してオーステナイト中に濃化することを抑制することによって、溶接熱影響部に生成する島状マルテンサイトの１つ１つの大きさを微細化することができる。
そして、Ｐｃ≧５．５の関係を満たすように、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを適正量添加し、Ｃを低減することにより、個々の島状マルテンサイトの平均面積を３μｍ２以下とすることができ、同時に島状マルテンサイトの硬さが低下し、マトリクス組織との硬度差を小さくすることができる。その結果、島状マルテンサイトが破壊の起点になり難くなり、溶接部の靱性を顕著に向上することができる。
ＭｎおよびＮｉは、オーステナイト安定化元素であるため、これらの元素の含有量を高めることによって、オーステナイト中に固溶するＣの濃度上昇を抑制し、さらに炭化物生成元素であるＣｒ、Ｍｏ、Ｖを添加することにより析出した炭化物が溶解してオーステナイト中に濃化することを抑制することによって、溶接熱影響部に生成する島状マルテンサイトの１つ１つの大きさを微細化することができる。
そして、Ｐｃ≧５．５の関係を満たすように、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを適正量添加し、Ｃを低減することにより、個々の島状マルテンサイトの平均面積を３μｍ２以下とすることができ、同時に島状マルテンサイトの硬さが低下し、マトリクス組織との硬度差を小さくすることができる。その結果、島状マルテンサイトが破壊の起点になり難くなり、溶接部の靱性を顕著に向上することができる。
本発明において、溶接熱影響部に形成される個々の島状マルテンサイトの平均面積とは、溶接熱影響部の断面において観察される個々の島状マルテンサイトの面積の平均値のことである。
具体的には、例えば、溶接熱影響部の断面を２段エッチングして島状マルテンサイトを現出させた後、２相域に加熱されるボンド部近傍を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率３０００倍で１０視野撮影し、画像解析することにより、個々の島状マルテンサイトの平均面積を測定することができる。
具体的には、例えば、溶接熱影響部の断面を２段エッチングして島状マルテンサイトを現出させた後、２相域に加熱されるボンド部近傍を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率３０００倍で１０視野撮影し、画像解析することにより、個々の島状マルテンサイトの平均面積を測定することができる。
次に、本発明の製造工程について説明する。
・スラブの加熱温度：Ａｃ３点〜１２００℃
上記化学成分の溶鋼を連続鋳造法および造塊法等の通常の鋳造方法でスラブを製造して圧延素材とする。
スラブの加熱温度は、添加元素を充分に固溶させるためおよび圧延負荷を小さくするため、Ａｃ３点以上とすることが必要である。しかし加熱温度が１２００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化して、充分な靱性が得られない。このため、スラブの加熱温度はＡｃ３点〜１２００℃の範囲内とする。
・スラブの加熱温度：Ａｃ３点〜１２００℃
上記化学成分の溶鋼を連続鋳造法および造塊法等の通常の鋳造方法でスラブを製造して圧延素材とする。
スラブの加熱温度は、添加元素を充分に固溶させるためおよび圧延負荷を小さくするため、Ａｃ３点以上とすることが必要である。しかし加熱温度が１２００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化して、充分な靱性が得られない。このため、スラブの加熱温度はＡｃ３点〜１２００℃の範囲内とする。
なお、Ａｃ３点は、下記の（３）式より計算される。
Ａｃ３＝９３７．２−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ−１６．３Ｃｕ−
２６．６Ｎｉ−４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１２４．８Ｖ＋１３６．３Ｔｉ−
１９．１Ｎｂ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５Ｂ（℃） ・・・（３）
なお、（３）式での各元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
Ａｃ３＝９３７．２−４７６．５Ｃ＋５６Ｓｉ−１９．７Ｍｎ−１６．３Ｃｕ−
２６．６Ｎｉ−４．９Ｃｒ＋３８．１Ｍｏ＋１２４．８Ｖ＋１３６．３Ｔｉ−
１９．１Ｎｂ＋１９８．４Ａｌ＋３３１５Ｂ（℃） ・・・（３）
なお、（３）式での各元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。
・熱間圧延の累積圧下率：５０％以上
上記の温度範囲に加熱されたスラブは、板厚中心部まで十分な加工を加え組織を微細化し、強度と靱性を向上させるため、累積圧下率が５０％以上となるように熱間圧延することが必要である。
上記の温度範囲に加熱されたスラブは、板厚中心部まで十分な加工を加え組織を微細化し、強度と靱性を向上させるため、累積圧下率が５０％以上となるように熱間圧延することが必要である。
・熱間圧延後の熱処理（焼入れ）：板厚中心部が３５０℃以下になるまで急冷
熱間圧延後の熱処理として急冷を行うが、本発明では、以下の１）、２）のいずれかの冷却を行う。
１）熱間圧延後、Ａｒ３点以上の焼入温度から直接、板厚中心部が３５０℃以下になる
まで急冷を行う（この処理を「ＤＱ−Ｔ」という）。
２）熱間圧延後放冷し、Ａｃ３点〜１０５０℃の間に再加熱し、Ａｒ３点以上の焼入温度
から板厚中心部が３５０℃以下になるまで急冷を行う（この処理を「ＲＱ−Ｔ」と
いう）。
ここで、板厚中心部が３５０℃以下になるまで急冷としているのは、鋼全体を焼入れするためである。
また、２）において再加熱温度を１０５０℃以下としているのは、１０５０℃を超える高温の再加熱ではオーステナイト粒の粗大化による、母材強度および靭性の低下が著しいためである。
熱間圧延後の熱処理として急冷を行うが、本発明では、以下の１）、２）のいずれかの冷却を行う。
１）熱間圧延後、Ａｒ３点以上の焼入温度から直接、板厚中心部が３５０℃以下になる
まで急冷を行う（この処理を「ＤＱ−Ｔ」という）。
２）熱間圧延後放冷し、Ａｃ３点〜１０５０℃の間に再加熱し、Ａｒ３点以上の焼入温度
から板厚中心部が３５０℃以下になるまで急冷を行う（この処理を「ＲＱ−Ｔ」と
いう）。
ここで、板厚中心部が３５０℃以下になるまで急冷としているのは、鋼全体を焼入れするためである。
また、２）において再加熱温度を１０５０℃以下としているのは、１０５０℃を超える高温の再加熱ではオーステナイト粒の粗大化による、母材強度および靭性の低下が著しいためである。
なお、Ａｒ３点は、以下の（４）式から計算される。
Ａｒ３＝９１０−２７３Ｃ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ（℃）
・・・（４）
〔（４）式における各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。〕
Ａｒ３＝９１０−２７３Ｃ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ（℃）
・・・（４）
〔（４）式における各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す。〕
板厚中心部の温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚中心温度が求められる。
急冷の方法は、工業的には水冷とすることが一般的であるが、冷却速度は可能な限り早い方が望ましいため、冷却方法は水冷以外でも良く、例えばガス冷却などの方法もある。
急冷の方法は、工業的には水冷とすることが一般的であるが、冷却速度は可能な限り早い方が望ましいため、冷却方法は水冷以外でも良く、例えばガス冷却などの方法もある。
・焼戻し処理温度：４５０℃〜６５０℃
急冷後、上記の熱処理の１）、２）のいずれの場合でも４５０℃〜６５０℃で焼戻しを行う。
急冷後、４５０℃〜６５０℃で焼戻すのは、４５０℃未満では残留応力の除去効果が少なく、一方、６５０℃を超える温度では、種々の炭窒化物が析出するとともに、母材の組織が粗大化し、強度、靱性が大幅に低下するためである。
急冷後、上記の熱処理の１）、２）のいずれの場合でも４５０℃〜６５０℃で焼戻しを行う。
急冷後、４５０℃〜６５０℃で焼戻すのは、４５０℃未満では残留応力の除去効果が少なく、一方、６５０℃を超える温度では、種々の炭窒化物が析出するとともに、母材の組織が粗大化し、強度、靱性が大幅に低下するためである。
なお、工業的には、鋼の強靭化を目的に、繰返し焼入れする場合があるが、本発明においても繰返し焼入れしても良いが、最終の焼入れの際に、Ａｃ３点〜１０５０℃に加熱後、板厚中心部が３５０℃以下になるまで急冷し、その後４５０℃〜６５０℃で焼戻すことが必要である。
以上説明したように、本発明の高張力鋼板の製造では、焼入れ焼戻しを行うことが重要であり、この熱処理によって、強度および靱性に優れる鋼を製造することができる。
表１に示す種々の化学成分（鋼番１〜２２）に調整したスラブを素材とし、該スラブを１０５０〜１２００℃に加熱して累積圧下率が５０〜７０％の熱間圧延を行い、そして、表２に示す製造条件で板厚７５〜１５５ｍｍの厚鋼板（試料Ｎｏ．１〜２７）を製造した。
ここで、表１における鋼番Ｎｏ．１〜１４は本発明の化学成分の条件を満たしている本発明鋼であるのに対して、鋼番Ｎｏ．１５〜２２は本発明の化学成分の条件を外れる比較鋼である。
この様にして得られた鋼板に、引張試験およびシャルピー試験を実施した。
引張試験は、各鋼板の板厚の１／４の位置から圧延方向にＪＩＳ４号引張試験片を採取し、引張強度（ＴＳ）および降伏強度（ＹＰ）を測定した。
シャルピー試験は、各鋼板の板厚の１／４の位置から、圧延方向にＶノッチ試験片を採取し−６０℃における吸収エネルギー（ｖＥ−６０）を３回の平均値として求めて、母材の靱性を評価した。
ここで、表１における鋼番Ｎｏ．１〜１４は本発明の化学成分の条件を満たしている本発明鋼であるのに対して、鋼番Ｎｏ．１５〜２２は本発明の化学成分の条件を外れる比較鋼である。
この様にして得られた鋼板に、引張試験およびシャルピー試験を実施した。
引張試験は、各鋼板の板厚の１／４の位置から圧延方向にＪＩＳ４号引張試験片を採取し、引張強度（ＴＳ）および降伏強度（ＹＰ）を測定した。
シャルピー試験は、各鋼板の板厚の１／４の位置から、圧延方向にＶノッチ試験片を採取し−６０℃における吸収エネルギー（ｖＥ−６０）を３回の平均値として求めて、母材の靱性を評価した。
また、各鋼板から採取した鋼板にＸ開先（開先角度４５°）加工を施し、入熱５０ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接を行って多層溶接継手を作製し、板厚の１／４の位置から圧延方向にＶノッチ試験片を、ボンド部をノッチ位置として採取し、−６０℃における吸収エネルギー（ｖＥ−６０）を３回の平均値として求めて、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性を評価した。
溶接熱影響部に形成される個々の島状マルテンサイトの平均面積は、溶接熱影響部の断面を２段エッチングして島状マルテンサイトを現出させた後、２相域に加熱されるボンド部近傍を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率３０００倍で１０視野撮影し、画像解析することにより、個々の島状マルテンサイトの面積を測定し、その平均値を求めた。
上記の製造条件および試験結果を表２に示す。
この結果から、本発明例（試料Ｎｏ．１〜１５）の鋼材は、いずれも母材強度がＴＳ（引張強度）≧７２０ＭＰａ、ＹＰ（降伏強度）≧６３０ＭＰａおよび母材靭性がｖＥ−６０≧１２０Ｊであり、母材の強度と靭性がともに優れていることがわかる。さらに、溶接熱影響部（ＨＡＺ）では、ｖＥ−６０≧７０Ｊであり、溶接熱影響部においても良好な靱性を有していることがわかる。
この結果から、本発明例（試料Ｎｏ．１〜１５）の鋼材は、いずれも母材強度がＴＳ（引張強度）≧７２０ＭＰａ、ＹＰ（降伏強度）≧６３０ＭＰａおよび母材靭性がｖＥ−６０≧１２０Ｊであり、母材の強度と靭性がともに優れていることがわかる。さらに、溶接熱影響部（ＨＡＺ）では、ｖＥ−６０≧７０Ｊであり、溶接熱影響部においても良好な靱性を有していることがわかる。
これに対して、本発明の化学成分範囲を外れる試料Ｎｏ．１６〜２３の比較例（鋼番１５〜２２）は、母材の引張強度がＴＳ＜７２０ＭＰａまたは降伏強度がＹＰ＜６３０ＭＰａであるか、もしくは母材の靭性がｖＥ−６０＜１２０Ｊ、もしくは溶接熱影響部（ＨＡＺ）においてｖＥ−６０＜７０Ｊとなっており、母材の強度、靱性および溶接熱影響部における靭性のいずれか一つ以上の特性が劣っていることが認められる。
また、表２の試料Ｎｏ．２４〜２７の比較例は、鋼番がそれぞれ８、１０、１３、１３であり、化学成分が本発明の範囲内であるものの、製造条件が本発明の範囲外であり、母材特性が低化し、母材の強度、靱性のいずれか一つ以上の特性が劣っていることが認められる。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：３％以下、Ｎｉ：５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０２〜０．０４％、Ｎ：０．００７％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｏ：０．０００５〜０．００３０％を下記の（１）式および（２）式で定義されるそれぞれについてＣｅｑＩＩＷ≧０．６５％、Ｐｃ≧５．５の関係を満足するように含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、Ｘ開先（開先角度４５°）で入熱５０ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接による多層溶接時の溶接熱影響部に形成される個々の島状マルテンサイトの平均面積が３μｍ２以下であって、母材強度がＴＳ（引張強度）≧７２０ＭＰａ、ＹＰ（降伏強度）≧６３０ＭＰａおよび母材靭性がｖＥ −６０ ≧１２０Ｊであることを特徴とする、母材の強度、靱性および多層溶接時の溶接熱影響部の靱性に優れる板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板。
記
ＣｅｑＩＩＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５（％）・・・（１）
Ｐｃ＝２Ｍｎ＋３Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ−１２．５×Ｃ（％）・・・（２）
〔式中の各元素記号はそれぞれの元素の含有量（質量％）を示す。〕 - 前記化学成分が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．２％を超えかつ０．５％未満、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下の中から少なくとも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に記載の母材の強度、靱性および多層溶接時の溶接熱影響部の靱性に優れる板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板。
- 前記化学成分が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００３％の中から少なくとも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に記載の母材の強度、靱性および多層溶接時の溶接熱影響部の靱性に優れる板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板。
- 請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法であって、スラブを、Ａｃ３点〜１２００℃に加熱し、累積圧下率が５０％以上となるように熱間圧延を行い、次いでＡｒ３点以上の温度から、板厚中心部が３５０℃以下になるまで直接急冷し、その後、４５０℃〜６５０℃の温度で焼戻すことを特徴とする、母材の強度、靱性および多層溶接時の溶接熱影響部の靱性に優れる板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板の製造方法。
- 請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法であって、スラブを、Ａｃ３点〜１２００℃に加熱し、累積圧下率が５０％以上となるように熱間圧延を行った後放冷し、次いで再度Ａｃ３点〜１０５０℃に加熱後、次いでＡｒ３点以上の温度から、板厚中心部が３５０℃以下になるまで急冷し、その後４５０℃〜６５０℃で焼戻すことを特徴とする、母材の強度、靱性および多層溶接時の溶接熱影響部の靱性に優れる板厚が７５ｍｍ以上の厚肉高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012273142A JP5935678B2 (ja) | 2011-12-28 | 2012-12-14 | 高靭性高張力鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011288168 | 2011-12-28 | ||
| JP2011288168 | 2011-12-28 | ||
| JP2012273142A JP5935678B2 (ja) | 2011-12-28 | 2012-12-14 | 高靭性高張力鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2013151742A JP2013151742A (ja) | 2013-08-08 |
| JP5935678B2 true JP5935678B2 (ja) | 2016-06-15 |
Family
ID=49048299
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2012273142A Active JP5935678B2 (ja) | 2011-12-28 | 2012-12-14 | 高靭性高張力鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5935678B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6299676B2 (ja) * | 2015-06-09 | 2018-03-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP6540545B2 (ja) * | 2016-02-29 | 2019-07-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4948710B2 (ja) * | 2001-01-30 | 2012-06-06 | 新日本製鐵株式会社 | 高張力厚板の溶接方法 |
| JP3854543B2 (ja) * | 2002-06-11 | 2006-12-06 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接部靭性の優れた鋼材及び構造物 |
| JP4220871B2 (ja) * | 2003-03-19 | 2009-02-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP4848966B2 (ja) * | 2007-01-29 | 2011-12-28 | 住友金属工業株式会社 | 厚肉高張力鋼板およびその製造方法 |
| KR100925608B1 (ko) * | 2007-08-13 | 2009-11-06 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 950ＭＰａ급 이상의 초고강도용접이음부 |
| JP2011202214A (ja) * | 2010-03-25 | 2011-10-13 | Jfe Steel Corp | 多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板およびその製造方法 |
-
2012
- 2012-12-14 JP JP2012273142A patent/JP5935678B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2013151742A (ja) | 2013-08-08 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101386042B1 (ko) | 대입열 용접용 강재 | |
| JP5266791B2 (ja) | 耐ｓｒ特性および変形性能に優れたｘ１００グレード以上の高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5076658B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP5130796B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| CN110114496B (zh) | 在低温下具有增强的脆性裂纹扩展抗力和断裂萌生抗力的高强度钢材及其制造方法 | |
| JP5630322B2 (ja) | 靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法 | |
| JP5034290B2 (ja) | 低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2011202214A (ja) | 多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP5630321B2 (ja) | 靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法 | |
| JP5194572B2 (ja) | 耐溶接割れ性が優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JP4507745B2 (ja) | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法 | |
| JP2013104065A (ja) | 溶接部の低温靭性に優れる厚肉高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP4096839B2 (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JP4419695B2 (ja) | 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法 | |
| CN111051555B (zh) | 钢板及其制造方法 | |
| JP5935678B2 (ja) | 高靭性高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP5055899B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた、引張り強さ７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管の製造方法および高強度溶接鋼管 | |
| JP4507730B2 (ja) | 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法 | |
| JP6237681B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板 | |
| JP2004270001A (ja) | 低温靭性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法 | |
| WO2011043287A1 (ja) | 強度、延性の良好なラインパイプ用鋼およびその製造方法 | |
| JP2023045253A (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| JP4250113B2 (ja) | 耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法 | |
| JP5552967B2 (ja) | 溶接部の低温靭性に優れる厚肉高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP5151510B2 (ja) | 低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20150223 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20151201 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20160122 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20160412 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20160425 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5935678 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |