WO2009123195A1 - 高張力厚鋼板の製造方法 - Google Patents

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tensile
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学 星野
政昭 藤岡
洋一 田中
昌紀 皆川
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新日本製鐵株式会社
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Definitions

  • the present invention requires a high-tensile steel plate with high tensile strength of 780 MPa or more, which is excellent in preheating-free high weldability and low-temperature toughness of the welded joint, without using expensive Ni and requiring reheating and tempering heat treatment after rolling.
  • the present invention relates to a method of manufacturing with high productivity and low cost. This application is based on the basic application of Japanese Patent Application No. 2009-061630 filed in Japan on March 13, 2009 and Japanese Patent Application No. 2008-095021 filed in Japan on April 1, 2008. Claim the rights and incorporate their content here.
  • Patent Documents 1 to 3 a conventional method of manufacturing a high-tensile steel plate with high weldability of 780 MPa or higher is directly quenched immediately after rolling of the steel plate, and then tempered. There are methods by direct quenching and tempering. With respect to a method for producing a high-tensile thick steel plate of 780 MPa or more in non-tempered condition, for example, Patent Documents 4 to 8 disclose the manufacturing method that is excellent in production period and productivity in that reheating and tempering heat treatment can be omitted. It is.
  • Patent Documents 4 to 7 are manufacturing methods by an accelerated cooling-intermediate stopping process in which accelerated cooling after rolling a steel sheet is stopped halfway
  • Patent Document 8 is a manufacturing method in which air cooling is performed after rolling to cool to room temperature. is there.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 03-232923 JP 09-263828 A JP 2000-160281 A JP 2000-319726 A JP 2005-15859 A JP 2004-52063 A JP 2001-226740 A Japanese Patent Laid-Open No. 08-188823
  • Patent Documents 1 to 3 require reheating and tempering heat treatment, and there are problems in the manufacturing period, productivity, and manufacturing cost, a so-called non-tempered manufacturing method in which the reheating tempering heat treatment can be omitted.
  • the demand for is strong.
  • preheating at 50 ° C. or higher is necessary at the time of welding as described in the examples, and high weldability without preheating cannot be satisfied.
  • the manufacturing method disclosed in Patent Document 5 requires addition of 0.6% or more of Ni, it is an expensive component system and has a problem in manufacturing cost.
  • Patent Document 6 it is possible to manufacture only a plate thickness of 15 mm described in the examples, and it is not possible to satisfy a plate thickness requirement up to a plate thickness of 40 mm. Furthermore, even at a plate thickness of 15 mm, there is a problem that the C content is small and the microstructure of the welded joint becomes coarse, and sufficient welded joint low temperature toughness cannot be obtained. In the manufacturing method disclosed in Patent Document 7, since about 1.0% of Ni addition is necessary as described in the examples, it becomes an expensive component system and has a problem in manufacturing cost. The manufacturing method disclosed in Patent Document 8 can only manufacture up to a plate thickness of 12 mm described in the examples, and cannot satisfy the plate thickness requirement up to a plate thickness of 40 mm.
  • rolling is performed at a cumulative reduction ratio of 16 to 30% in the two-phase temperature range of ferrite and austenite, so that the ferrite grains are likely to be coarsened and the strength and toughness are likely to be reduced even in the production of a sheet thickness of 12 mm. There's a problem.
  • the high strength and high toughness of the base metal, high weldability, and low temperature toughness of the welded joint are all free of expensive alloy element Ni, and the reheating and tempering heat treatment after rolling cooling is omitted.
  • the present situation is that the method for producing a high-tensile thick steel plate that can be satisfied with the present invention has not yet been invented.
  • the influence of the plate thickness on making the preheating free is very large. If the thickness is less than 12 mm, preheating-free can be easily achieved. If the thickness is less than 12 mm, the cooling rate of the steel sheet during water cooling can be increased to 100 ° C./sec or more even at the center of the thickness.
  • the base material structure can be a bainite or martensite structure with a small alloy element addition amount, and a base material strength of 780 MPa class can be obtained. Since the amount of alloying elements added is small, the hardness of the weld heat affected zone can be kept low without preheating, and weld cracking can be prevented even without preheating.
  • the cooling rate during water cooling inevitably decreases.
  • the strength of the thick steel plate decreases due to insufficient quenching, and the strength of the 780 MPa class cannot be satisfied.
  • the strength reduction is remarkable at the center of the plate thickness (1/2 t portion) where the cooling rate is the smallest.
  • the steel plate is thicker than 40 mm and the cooling rate is less than 8 ° C./sec, it is essential to add a large amount of alloying elements to ensure the strength of the base material, and preheating becomes extremely difficult.
  • the present invention omits the reheating and tempering heat treatment after rolling and cooling, with all of the high strength and high toughness of the base metal, high weldability, and the low temperature toughness of the welded joint added with no expensive alloy element Ni.
  • One object of the present invention is to provide a method for producing a high-tensile thick steel plate having a tensile strength of 780 MPa or more and excellent in weldability and low-temperature toughness.
  • the characteristic of the specific steel plate which this invention makes object is as follows.
  • the tensile strength is 780 MPa or more, preferably 1000 MPa or less, the yield stress is 685 MPa or more, and the Charpy absorbed energy at ⁇ 80 ° C. is 100 J or more.
  • the preheating temperature required for preventing weld cracking at the time of the y-type weld cracking test at room temperature is 25 ° C. or less, or preheating is unnecessary.
  • HZ zone weld heat affected zone of submerged arc welding (SAW) joint at welding heat input of 3.0 kJ / mm is 60 J or more at ⁇ 50 ° C.
  • the plate thickness is 12 to 40 mm.
  • the present inventors have made a number of studies on base materials and welded joints on the premise of manufacturing by direct quenching after rolling with a component system containing no Ni. There are two problems that have been difficult to solve, and one is ensuring low temperature toughness of welded joints without adding Ni. In order to solve this problem, various studies were made on the influence of the additive component on the heat affected zone (HAZ) toughness of the submerged arc welding (SAW) joint at a welding heat input of about 3.0 kJ / mm.
  • HZ heat affected zone
  • SAW submerged arc welding
  • the hardenability of steel that can be evaluated by the hardenability index DI value is strictly controlled to 0.03% or more and 0.055% or less, and the optimum range of 1.00 or more and 2.60 or less.
  • cooling was performed at a cooling rate of 8 ° C./sec or more and 80 ° C./sec or less from 700 ° C. to room temperature to 350 ° C.
  • a cooling rate 8 ° C./sec or more and 80 ° C./sec or less from 700 ° C. to room temperature to 350 ° C.
  • the tensile strength is 780 MPa or more
  • the yield stress is 685 MPa or more
  • the Charpy absorbed energy at -80 ° C Was newly found to be able to satisfy 100J or more.
  • Al 0.002% or more, 0.10% or less
  • P 0.01% or less
  • S 0.0010% or less
  • N 0.0060% or less
  • Mo 0.03% or less
  • Si 0.09% or less
  • V 0.01% or less
  • Nb 0.003% or less
  • weld crack susceptibility index Pcm value is 0.20.
  • a hardenability index DI value of 1.00 to 2.60
  • a component composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [Al], and [B] are replaced with C and S, respectively.
  • a first rolling step in which the cumulative rolling reduction in the temperature range of 850 ° C. or higher is 70 to 90%; and after the one rolling step, in a range of 780 to 830 ° C.
  • a second rolling step in which the cumulative rolling reduction is 10 to 40% and is performed at 780 ° C. or higher; and a step of starting accelerated cooling from 700 ° C. or higher to a cooling rate of 8 to 80 ° C./sec after the two rolling steps; And a step of stopping the accelerated cooling at room temperature to 350 ° C .;
  • the steel slab or cast slab is further one or two of mass%: Cu: 0.05% or more and 0.20% or less, Cr: 0.05% or more, 1.00% or less.
  • the method for producing a high-tensile thick steel plate according to (1) comprising a seed.
  • the steel slab or slab further contains one or two of Mg: 0.0005 to 0.01% and Ca: 0.0005 to 0.01% by mass%.
  • a structural member of a welded structure such as a construction machine, industrial machine, bridge, building, shipbuilding, etc., which has a strong need for high strength, and has a tensile strength of 780 MPa or more which is excellent in preheating-free weldability.
  • a high-tensile steel plate of 12 mm or more and 40 mm or less can be manufactured under high productivity and low cost without using expensive Ni and requiring no reheating and tempering heat treatment after rolling. The effect on the industry is extremely large.
  • the steel of the present invention is used in the form of a thick steel plate having a thickness of 12 mm or more and 40 mm or less as a structural member of a welded structure such as a construction machine, an industrial machine, a bridge, a building, or a shipbuilding.
  • preheating free means that when JISZ3158 “y-type weld cracking test” is performed at room temperature by welding with a heat input of 2.0 kJ / mm or less using a coated arc, TIG or MIG welding or the like.
  • the required preheating temperature for preventing weld cracking is 25 ° C. or lower, or no preheating is required. Below, the reason for limitation of each component and manufacturing method in this invention is demonstrated.
  • C is an important element in the present invention. In order to satisfy all of the base material strength / toughness, high weldability, and weld joint low temperature toughness, C must be strictly regulated to 0.030 to 0.055%. . If the amount of C added is less than 0.030%, the transformation temperature during cooling becomes high at the base metal and the weld heat affected zone, and a ferrite structure is generated, so that the base metal strength / toughness and weld joint toughness are lowered. If the amount of addition of C exceeds 0.055%, the required preheating temperature during welding exceeds 25 ° C. and the preheating free cannot be satisfied, and the weld heat affected zone becomes hard, so that the weld joint toughness cannot be satisfied.
  • Mn is an important element in the present invention, and it is necessary to add a large amount of 3.0% or more in order to achieve both strength and toughness of the base material. If added over 3.5%, coarse MnS harmful to toughness is generated in the central segregation part, and the base material toughness of the central part of the plate thickness is lowered, so the upper limit is made 3.5%.
  • Al should be added in an amount of 0.002% or more as a deoxidizing element. If added over 0.10%, coarse alumina inclusions are produced and the toughness may be lowered, so the upper limit is made 0.10%. In addition, you may restrict
  • Mo, Si, V, Ti, and B are elements having particularly important meanings in the present invention. Only when all of these five elements are less than the above upper limit value, Ni is not added and the temperature is ⁇ 50 ° C. Good weld joint toughness is obtained. If one of these five elements exceeds the above upper limit value, a coarse bainite structure containing island martensite that is an embrittled structure in the HAZ part or TiN that is a harmful inclusion is generated.
  • Nb is an important element in the present invention, and if added, the strength and toughness of the base material cannot be obtained.
  • Nb is effective in obtaining high strength and high toughness through refinement of the structure.
  • the distortion during rolling is excessively accumulated by adding Nb, and the ferrite is locally added during rolling and subsequent cooling. Since the structure and a coarse bainite structure including island martensite are generated, the high strength and high toughness of the base material cannot be obtained.
  • the upper limit as an impurity element inevitably mixed is 0.003%.
  • Cu may be added within the regulation range of the Pcm value and the DI value in order to ensure the strength of the base material. In order to obtain this effect, 0.05% or more must be added. However, if Ni is not added and Cu is added in an amount of 0.20% or more, there is a concern that the manufacturing period, productivity, and manufacturing cost due to the occurrence of surface cracks in steel slabs and steel plates may cause problems, so the upper limit is 0.20%. And Specifically, the content of Cu inevitably mixed is 0.03% or less. Cr may be added within the regulation range of the Pcm value and the DI value in order to ensure the strength of the base material. In order to obtain this effect, 0.05% or more must be added.
  • Mg and Ca By adding one or two of Mg and Ca, fine sulfides and oxides can be formed to improve the base metal toughness and weld joint toughness.
  • Mg or Ca needs to be added in an amount of 0.0005% or more.
  • the addition amount is set to 0.0005% or more and 0.01% or less, respectively.
  • limit the upper limit of Ca addition amount to 0.005% or 0.002%.
  • Ni is not added.
  • Ni is inevitably mixed from scrap raw materials or the like, it is within the scope of the present invention because it is not expensive even if it is contained. Specifically, the content of Ni inevitably mixed is 0.03% or less.
  • weld crack sensitivity index Pcm value is not 0.24% or less, preheating during welding cannot be made free, so the upper limit is made 0.24% or less. If the Pcm value is less than 0.20%, the high strength and high toughness of the base material cannot be satisfied, so the lower limit is made 0.20%.
  • Pcm [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 [B] [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [B] are C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, It means the content expressed by mass% of Mo, V and B.
  • the hardenability index DI value When the hardenability index DI value is less than 1.00, the hardenability of the HAZ part becomes insufficient, a coarse bainite structure including island martensite which is an embrittled structure is generated, and the low temperature toughness of the welded joint is lowered. For this reason, 1.00 is set as the lower limit. If the DI value exceeds 2.60, the structure of the HAZ part itself contains a lot of low toughness martensite and the weld joint low temperature toughness decreases, so the upper limit is made 2.60. Note that the upper limit of the DI value may be limited to 2.00, 1.80, or 1.60.
  • DI 0.367 ([C] 1/2 ) (1 + 0.7 [Si]) (1 + 3.33 [Mn]) (1 + 0.35 [Cu]) (1 + 0.36 [Ni]) (1 + 2 .16 [Cr]) (1 + 3.0 [Mo]) (1 + 1.75 [V]) (1 + 1.77 [Al])
  • [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], and [Al] are C, Si, Mn, Cu, and Ni, respectively.
  • Cr, Mo, V means the content expressed as mass% of Al.
  • the coefficient of each element of the hardenability index DI value is that described in Nippon Steel Technical Report No. 348 (1993), page 11.
  • the heating temperature of the steel slab or slab needs to be 950 ° C. or higher required for rolling. When it exceeds 1100 ° C., austenite grains become coarse and toughness decreases. In particular, in the case where Ni is not added according to the present invention, good base material toughness cannot be obtained unless the initial austenite grains during heating are made fine. In the component system in which the C content is low and Nb is not added according to the present invention, the effect of inhibiting the growth of austenite grains by solute C or NbC is small, and the initial austenite grains during heating are likely to be coarsened, so the upper limit of the heating temperature is strict at 1100 ° C. It is necessary to regulate.
  • the cumulative rolling reduction in the austenite recrystallization temperature range needs to be 70% or more in order to finely austenite grains isotropically and to obtain high strength and high toughness of the base material.
  • the sufficient austenite recrystallization temperature range of the steel of the present invention is 850 ° C. or higher.
  • the cumulative rolling reduction at 850 ° C. or higher needs to be 70% or higher.
  • the cumulative rolling reduction is a percentage expressed by dividing the total rolling thickness of rolling at 850 ° C. or higher by the rolling start thickness, that is, the steel slab or slab thickness. If the cumulative rolling reduction exceeds 90%, the rolling time becomes long and the productivity decreases, so the upper limit is made 90%.
  • the cumulative rolling reduction in the austenite non-recrystallization temperature range needs to be 10% or more in order to obtain the high strength and high toughness of the base material.
  • the sufficient austenite non-recrystallization temperature range of the steel of the present invention is 780 to 830 ° C. Therefore, the cumulative rolling reduction at 780 to 830 ° C. needs to be 10% or more.
  • the cumulative rolling reduction is expressed as% by dividing the total rolling thickness of rolling at 780 to 830 ° C. by the rolling starting thickness at 780 to 830 ° C. If the cumulative rolling reduction exceeds 40%, the accumulation of excessive rolling strain locally produces a ferrite structure and a coarse bainite structure including island martensite, and the high strength and high toughness of the base material cannot be obtained.
  • the upper limit is 40%.
  • the rolling temperature is lower than 780 ° C., a ferrite structure and a coarse bainite structure including island martensite are locally generated due to accumulation of excessive rolling strain, and the high strength and high toughness of the base material are obtained. Therefore, the lower limit of the rolling temperature is regulated to 780 ° C.
  • the lower limit temperature is 700 ° C.
  • the lower limit is 8 ° C./sec.
  • the upper limit is 80 ° C./sec, which is a cooling rate that can be stably realized by water cooling.
  • the upper limit of the stop temperature is set to 350 ° C.
  • the stop temperature at this time is the steel sheet surface temperature when the steel sheet is reheated after the cooling is completed.
  • the lower limit of the stop temperature is room temperature, but the more preferable stop temperature is 100 ° C. or higher in terms of dehydrogenation of the steel sheet.
  • Table 4 shows the evaluation results of base material strength (base material yield stress, base material tensile strength), base material toughness, weldability (required preheating temperature), and welded joint low temperature toughness (weld heat affected zone toughness) for these steel plates. Shown in ⁇ 7.
  • the strength of the base material was measured by taking a No. 1A full thickness tensile test piece or a No. 4 round bar tensile test piece specified in JISZ2201, and measuring it according to the method specified in JISZ2241.
  • Tensile test specimens are sampled from No. 1A full-thickness specimens with a thickness of 20 mm or less, and No.
  • the weld heat affected zone toughness is obtained by performing SAW welding (current 500A, voltage 30V, speed 30cm / min) with a heat input of 3.0kJ / mm using a V-shaped groove with a root gap and an angle of 20 °.
  • JISZ2202 sampled impact test specimen was taken so that the bottom of the notch contained as much melt line (fusion line) as possible from the part (1 / 2t part), and absorbed energy at -50 ° C (vE-50) evaluated.
  • the target values for each property are the base material yield stress of 685 MPa or more, the base material tensile strength of 780 MPa or more, the base material toughness (vE-80) of 100 J or more, the required preheating temperature of 25 ° C. or less, and the weld heat affected zone toughness. It was set to 60 J or more at vE-50.
  • the base material yield stress is 685 MPa or more
  • the base material tensile strength is 780 MPa or more
  • the base material toughness (vE-80) is 100 J or more
  • the necessary preheating temperature is 25 ° C. or less
  • the influence of welding heat The toughness is 60 J or more at vE-50.
  • Comparative Example 22 has a small amount of C added
  • Comparative Example 25 has a small amount of Mn added
  • Comparative Examples 32 and 33 have Nb added thereto
  • Comparative Examples 44 and 45 have low Pcm values.
  • Comparative Examples 55 and 56 the cumulative rolling reduction at 850 ° C. or higher is lower than 70%
  • Comparative Examples 57 and 58 the cumulative rolling reduction at 780 to 830 ° C. is lower than 10%. Since the cumulative rolling reduction at ⁇ 830 ° C.
  • Comparative Examples 61, 62 and 69 have a rolling end temperature lower than 780 ° C.
  • Comparative Examples 63, 64 and 70 have a water cooling start temperature lower than 700 ° C. Since Comparative Examples 65, 66 and 71 have a cooling rate lower than 8 ° C./sec, and Comparative Examples 67, 68, 72 and 73 have a cooling stop temperature higher than 350 ° C., the yield stress and tensile strength of the base material are low. Run short.
  • Comparative Example 26 has a large amount of Mn added
  • Comparative Example 27 has a large amount of P added
  • Comparative Example 28 has a large amount of S added
  • Comparative Example 29 has a large amount of Cr added.
  • Nb is added
  • Comparative Examples 36 and 37 have Ti added
  • Comparative Example 38 has a large Al addition amount. Therefore, Comparative Examples 41, 42, and 43 have Mg, Ca, and N addition amounts, respectively.
  • Comparative Examples 44 and 45 have a low Pcm value
  • Comparative Examples 53 and 54 have a high heating temperature
  • Comparative Examples 55 and 56 have a cumulative reduction ratio of 850 ° C. or higher below 70%.
  • Comparative Examples 61, 62, and 69 have a rolling end temperature lower than 780 ° C., so Comparative Examples 63, 64, and 70 are water cooling start temperatures. Comparative Example 65, 6 , 71 because below the cooling rate is 8 ° C. / sec, Comparative Examples 67,68,72,73, since the cooling stop temperature exceeds 350 ° C., the base material toughness is insufficient.
  • Comparative Example 23 has a large amount of added C, Comparative Examples 46, 47 and 49 have high Pcm values, so the necessary preheating temperature exceeds 25 ° C. and does not satisfy preheating free.
  • the following comparative examples do not satisfy the weld joint low temperature toughness (welding heat affected zone toughness). That is, since Comparative Example 22 has a small amount of C added, Comparative Example 23 has a large amount of C added, and Comparative Example 24 has Si added, so Comparative Examples 27 and 28 have high P and S contents, respectively. Therefore, Comparative Examples 30 and 31 have Mo added, and Comparative Examples 34 and 35 have V added. Since Comparative Examples 36 and 37 have Ti added, Comparative Example 38 has Al added. Since Comparative Examples 39 and 40 are added with B because of the large amount, Comparative Examples 41, 42, and 43 have large amounts of added Mg, Ca, and N, respectively, and Comparative Examples 44 and 45 have low DI values.
  • Comparative Examples 48 and 49 have high DI values, and Comparative Examples 50, 51, and 52 contain any of 3 to 4 elements of Mo, V, Si, Ti, and B. Does not satisfy low temperature toughness.
  • Comparative Example 49 Cu was added to Ni-free steel in excess of 0.20%, so that a fine crack was produced on the surface of the slab steel piece, and the surface was partially ground by several mm before hot rolling. Productivity has been reduced.
  • a structural member of a welded structure such as a construction machine, industrial machine, bridge, building, shipbuilding, etc., which has a strong need for high strength, and has a tensile strength of 780 MPa or more which is excellent in preheating-free weldability.
  • a high-tensile steel plate of 12 mm or more and 40 mm or less can be manufactured under high productivity and low cost without using expensive Ni and requiring no reheating and tempering heat treatment after rolling. The effect on the industry is extremely large.

Abstract

　この高張力厚鋼板の製造方法では、質量％で、Ｃ：０．０３～０．０５５％、Ｍｎ：３．０～３．５％、Ａｌ：０．００２～０．１０％を含有し、Ｍｏ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．０９％以下、Ｖ　：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｂ　：０．０００３％以下に制限し、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値０．２０～０．２４％、焼入れ性指数ＤＩ値１．００～２．６０である鋼片を、９５０～１１００°Cに加熱し、８５０°C以上の温度範囲での累積圧下率を７０～９０％とする圧延の後、７８０～８３０°Cの範囲での累積圧下率を１０～４０％とする圧延を７８０°C以上で行い、引き続き７００°C以上から冷却速度８～８０°C／ｓｅｃの加速冷却を開始し、室温～３５０°Cで該加速冷却を停止する。

Description

高張力厚鋼板の製造方法
　本発明は、予熱フリーの高溶接性と溶接継手の低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板を、高価なＮｉを使用せず、かつ、圧延後の再加熱焼戻し熱処理を必要としない高い生産性と低コストのもとに製造する方法に関する。
　本出願は、２００９年３月１３日に日本に出願された特願２００９－０６１６３０号と、２００８年４月１日に日本に出願された特願２００８－０９５０２１号とを基礎出願とに基づき優先権を主張し、それらの内容をここに援用する。
　建設機械、産業機械、橋梁、建築、造船などの溶接構造部材として用いられる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力鋼板には、母材の高強度・高靭性の両立に加えて、構造部材の高強度化ニーズの増大、寒冷地での使用増加に伴い、予熱フリーの高溶接性と溶接継手低温靭性が求められる。そしてこれらの特性を全て満足し、かつ、廉価で、短工期で製造可能な７８０ＭＰａ以上の厚鋼板が板厚４０ｍｍ程度まで要求されるようになってきた。すなわち、（ａ）母材高強度・高靭性、（ｂ）２．０ｋＪ／ｍｍ以下の小入熱溶接時の予熱フリー化、（ｃ）溶接継手の低温靭性、の３つの特性全てを、廉価成分系で、短工期＋廉価製造プロセスにて満足する必要がある。
　高溶接性を付与した７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板の従来の製造方法としては、例えば、特許文献１～３に開示があるように、鋼板の圧延直後にオンラインで直接焼入れを行い、その後に焼戻し処理を行う、直接焼入れ、焼戻しによる方法がある。
　非調質での７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板の製造方法に関しては、例えば、特許文献４～８に開示があり、いずれも再加熱焼戻し熱処理が省略できる点では製造工期、生産性に優れる製造方法である。このうち、特許文献４～７は、鋼板の圧延後の加速冷却を途中で停止する、加速冷却－途中停止プロセスによる製造方法であり、特許文献８は圧延後空冷で室温まで冷却する製造方法である。
特開平０３－２３２９２３号公報 特開平０９－２６３８２８号公報 特開２０００－１６０２８１号公報 特開２０００－３１９７２６号公報 特開２００５－１５８５９号公報 特開２００４－５２０６３号公報 特開２００１－２２６７４０号公報 特開平０８－１８８８２３号公報
　しかしながら、特許文献１～３に開示の従来技術では、再加熱焼戻し熱処理が必要となり、製造工期、生産性、製造コストに問題があるため、再加熱焼戻し熱処理が省略できるいわゆる非調質の製造方法への要求が強い。また、特許文献４に開示された製造方法では、その実施例に記載があるように溶接時に５０℃以上での予熱が必要であり、予熱フリーの高溶接性を満足する事ができない。さらに、特許文献５に開示された製造方法では０．６％以上のＮｉ添加が必要なため高価な成分系となり製造コスト上問題がある。特許文献６に開示された製造方法では、実施例に記載の板厚１５ｍｍまでしか製造できず、板厚４０ｍｍまでの板厚要求を満足できない。さらに、板厚１５ｍｍにおいても、Ｃ含有量が少なく溶接継手のミクロ組織が粗粒となり十分な溶接継手低温靭性が得られない問題がある。特許文献７に開示された製造方法では、実施例に記載があるように１．０％程度のＮｉ添加が必要なため高価な成分系となり製造コスト上問題がある。特許文献８に開示された製造方法は、実施例に記載の板厚１２ｍｍまでしか製造できず、板厚４０ｍｍまでの板厚要求を満足できない。さらに、その圧延条件の特徴としてフェライトとオーステナイトの二相温度範囲で累積圧下率１６～３０％の圧延を行うため、フェライト粒が粗大化しやすく板厚１２ｍｍの製造においても強度、靭性が低下しやすい問題がある。
　以上のように、母材の高強度と高靭性、高溶接性、溶接継手の低温靭性の全てを、高価合金元素のＮｉ無添加で、かつ、圧延冷却後の再加熱焼戻し熱処理を省略した上で満足可能な高張力厚鋼板の製造方法は、需要家の要望が強いにもかかわらず、未だ発明されていないのが現状である。
　母材強度７８０ＭＰａ級の厚鋼板では、予熱フリー化に及ぼす板厚の影響は非常に大きい。板厚１２ｍｍ未満では予熱フリー化が容易に達成できる。これは板厚１２ｍｍ未満であれば水冷時の鋼板の冷却速度を板厚中心部でも１００℃／ｓｅｃ以上と大きくする事が可能である。この場合、少ない合金元素添加量で母材組織をベイナイトやマルテンサイト組織とすることができ、７８０ＭＰａ級の母材強度が得られる。合金元素添加量が少ないので予熱しなくても溶接熱影響部の硬さを低く抑える事ができ、予熱フリーでも溶接割れを防止できる。
　一方で、板厚が厚くなると、水冷時の冷却速度は必然的に小さくなる。このため薄手鋼板と同一成分では焼入れ不足から厚手鋼板の強度は低下し、７８０ＭＰａ級の強度を満足できなくなる。特に冷却速度が最も小さくなる板厚中心部（１／２ｔ部）での強度低下が顕著である。冷却速度が８℃／ｓｅｃを下回るような板厚４０ｍｍを超える厚手鋼板になると母材強度確保に合金元素の多量添加が必須となり、予熱フリー化は極めて困難となる。
　そこで、本発明は、母材の高強度と高靭性、高溶接性、溶接継手の低温靭性の全てを、高価合金元素のＮｉ無添加で、かつ、圧延冷却後の再加熱焼戻し熱処理を省略した上で満足可能な、溶接性と低温靭性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板の製造方法を提供することを一つの目的とする。
　尚、本発明が対象とする具体的な鋼板の特性は、以下のとおりである。
　（ａ）母材の板厚中心部において、引張強さ７８０ＭＰａ以上、好ましくは１０００ＭＰａ以下、降伏応力６８５ＭＰａ以上、－８０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上。
　（ｂ）室温におけるｙ形溶接割れ試験時の溶接割れ防止のための必要予熱温度が２５℃以下または、予熱不要。
　（ｃ）溶接入熱３．０ｋＪ／ｍｍでのサブマージアーク溶接（ＳＡＷ）継手の溶接熱影響部（ＨＡＺ部）のシャルピー吸収エネルギーが－５０℃で６０Ｊ以上
　また、本発明が対象とする鋼板の板厚は、１２～４０ｍｍである。
　本発明者らは上述した課題を解決するために、Ｎｉ無添加の成分系で圧延後直接焼入れによる製造を前提に、母材、溶接継手につき数多くの検討を行った。解決が困難であった課題は２つあり、１つは、Ｎｉ無添加での溶接継手低温靭性の確保である。この課題に対し、溶接入熱３．０ｋＪ／ｍｍ程度でのサブマージアーク溶接（ＳＡＷ）継手の熱影響部（ＨＡＺ）靭性における添加成分の影響につき種々検討を行った。この結果、Ｃ添加量を０．０３％以上、０．０５５％以下に厳格に規制し、焼入れ性指数ＤＩ値で評価し得る鋼の焼入れ性を１．００以上、２．６０以下の最適範囲とし、その上さらに、Ｍｏ、Ｖ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｂの５元素を５元素とも添加しない場合に限り、Ｎｉ無添加で、－５０℃で良好な溶接継手靭性が得られることを新規に知見した。
　さらに、被覆アーク、ＴＩＧまたはＭＩＧ溶接等の入熱量２．０ｋＪ／ｍｍ以下の小入熱溶接時の予熱フリーの実現に向け、新規知見に基づき、Ｎｉ、および、Ｍｏ、Ｖ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｂの５元素を添加せず、上述のＣ量、ＤＩ値の範囲を満足する成分にて溶接性に関する検討を行った。この結果、Ｐｃｍ値で評価し得る溶接割れ感受性指数を０．２４％以下に規制する事で、ｙ形溶接割れ試験時の溶接割れ防止のための必要予熱温度を２５℃以下または、予熱不要とする事ができ、予熱フリー化が可能となる事がわかった。
　しかしながら、解決が困難であった課題のもう１つは、Ｐｃｍ値０．２４％以下を前提にした場合の、板厚４０ｍｍまでの板厚方向全厚に亘る母材強度・靭性の両立であった。これに対し、Ｍｎを３．０％以上と多量に添加し、一般に組織の微細化を通して高強度・高靭性を得るのに有効とされるＮｂを逆に添加せず、Ｐｃｍ値にて０．２０％以上を満足するようにした。この上で、さらに、圧延条件をオーステナイト再結晶温度域である８５０℃以上と、未再結晶温度域である７８０～８３０℃の、２つの温度域での、夫々の累積圧下率を厳格に規制した。さらに、圧延直後に７００℃以上から室温以上３５０℃以下まで冷却速度８℃／ｓｅｃ以上、８０℃／ｓｅｃ以下にて冷却した。この条件で、初めて、板厚４０ｍｍまでの板厚方向全厚に亘る母材強度・靭性の両立、具体的には、引張強さ７８０ＭＰａ以上、降伏応力６８５ＭＰａ以上、－８０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上を満足可能となることを新規に知見した。
　本発明は、以上のような新規知見に基づき成されたものであって、その要旨は次のとおりである。
　（１）引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板の製造方法であって、質量％で、Ｃ　：０．０３０％以上、０．０５５％以下、Ｍｎ：３．０％以上、３．５％以下、Ａｌ：０．００２％以上、０．１０％以下、Ｐ　：０．０１％以下、Ｓ　：０．００１０％以下、Ｎ　：０．００６０％以下、Ｍｏ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．０９％以下、Ｖ　：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｂ　：０．０００３％以下、Ｎｂ：０．００３％以下を含み、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値が０．２０～０．２４％であり、焼入れ性指数ＤＩ値が１．００～２．６０であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ａｌ］、［Ｂ］を、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ、Ｂの質量％で表した含有量としたとき、前記Ｐｃｍ値が以下のように示され、前記ＤＩ値が以下のように示される鋼片または鋳片を、
　Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
　ＤＩ＝０．３６７（［Ｃ］1/2）(１＋０．７［Ｓｉ］)（１＋３．３３［Ｍｎ］）（１＋０．３５［Ｃｕ］）（１＋０．３６［Ｎｉ］）（１＋２．１６［Ｃｒ］）（１＋３．０［Ｍｏ］）（１＋１．７５［Ｖ］）（１＋１．７７[Ａｌ]）
　９５０℃～１１００℃に加熱する工程と；８５０℃以上の温度範囲での累積圧下率を７０～９０％とする第１圧延工程と；前記１圧延工程の後、７８０～８３０℃の範囲での累積圧下率を１０～４０％とし、７８０℃以上で行う第２圧延工程と；前記２圧延工程の後、７００℃以上から冷却速度が８～８０℃／ｓｅｃとなる加速冷却を開始する工程と；室温～３５０℃で前記加速冷却を停止する工程と；を含むことを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。
（２）前記鋼片または鋳片が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５％以上、０．２０％以下、Ｃｒ：０．０５％以上、１．００％以下、の１種または２種を含有することを特徴とする（１）に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
（３）前記鋼片または鋳片が、さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００５～０．０１％、Ｃａ：０．０００５～０．０１％の１種または２種を含有することを特徴とする（１）に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
（４）板厚１２ｍｍ以上かつ４０ｍｍ以下の厚鋼板を製造することを特徴とする（１）に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
　本発明によれば、高強度化ニーズの強い建設機械、産業機械、橋梁、建築、造船などの溶接構造物の構造部材として好適な、予熱フリーの溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の板厚１２ｍｍ以上４０ｍｍ以下の高張力厚鋼板を、高価なＮｉを使用せず、かつ、圧延後の再加熱焼戻し熱処理を必要としない高い生産性と低コストのもとに製造することができ、その工業界への効果は極めて大きい。
　本発明鋼は、建設機械、産業機械、橋梁、建築、造船などの溶接構造物の構造部材として、板厚１２ｍｍ以上４０ｍｍ以下の厚鋼板の形態で用いられるものである。なお、ここで、予熱フリーとは、室温において、被覆アーク、ＴＩＧまたはＭＩＧ溶接等を用いた、２．０ｋＪ／ｍｍ以下の入熱量の溶接によって、ＪＩＳＺ３１５８「ｙ形溶接割れ試験」を行った際、溶接割れ防止ための必要予熱温度が、２５℃以下である、または予熱が全く必要のないことをいう。
　以下に、本発明における各成分および製造方法の限定理由を説明する。
　Ｃは、本発明において重要な元素であり、母材強度・靭性、高溶接性、溶接継手低温靭性を全て満足するためには、０．０３０～０．０５５％に厳格に規制する必要がある。Ｃ添加量が０．０３０％を下回ると、母材および溶接熱影響部にて冷却時の変態温度が高温となりフェライト組織が生成するため母材強度・靭性および溶接継手靭性が低下する。Ｃ添加量が０．０５５％を超えると、溶接時の必要予熱温度が２５℃を超えて予熱フリーを満足できず、また、溶接熱影響部が硬くなるため溶接継手靭性も満足できない。
　Ｍｎは、本発明において重要な元素であり、母材強度・靭性の両立のために、３．０％以上の多量の添加が必要である。３．５％を超えて添加すると中心偏析部において靭性に有害な粗大なＭｎＳが生成し、板厚中心部の母材靭性の低下をもたらすので、上限を３．５％とする。
　Ａｌは、脱酸元素として０．００２％以上の添加が必要である。０．１０％を超えて添加すると粗大なアルミナ介在物が生成し、靭性を低下させる場合があるのでその上限を０．１０％とする。なお、Ａｌ添加量の下限値を０．０２０％に制限してもよい。また、Ａｌ添加量の上限値を０．０８％又は０．０５％に制限してもよい。
　Ｐは、母材および溶接継手の低温靭性を低下させるため含有しない事が望ましい。不可避的に混入する不純物元素としての許容値は０．０１％以下である。なお、Ｐの許容量を０．００９％以下に制限してもよい。
　Ｓは、Ｍｎを多量に添加する本発明方法においては粗大なＭｎＳを生成して母材および溶接継手の靭性を低下させるため、含有しない事が望ましい。本発明では高強度と高靭性の両立に有効な高価なＮｉを使用しないので、粗大なＭｎＳの有害性は大きく、不可避的に混入する不純物元素としての許容値は０．００１０％以下であり、厳格な規制が必要である。
　Ｎは０．００６０％を超えて添加すると、母材および溶接継手靭性を低下させるので、その上限を０．００６０％とする。
　Ｍｏ、Ｓｉ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂの５元素は含有しないことが望ましいが、不可避的に混入する不純物元素としての上限値は、Ｍｏ：０．０３％、Ｓｉ：０．０９％、Ｖ：０．０１％、Ｔｉ：０．００３％、Ｂ：０．０００３％である。
　Ｍｏ、Ｓｉ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂは、本発明において特に重要な意味を持つ元素であり、これら５元素が５元素とも上記上限値未満である場合に限り、Ｎｉ無添加で、－５０℃で良好な溶接継手靭性が得られる。これら５元素のうち１元素でも上記上限値を超えると、ＨＡＺ部に脆化組織である島状マルテンサイトを含む粗大なベイナイト組織、あるいは有害な介在物であるＴｉＮが生成する。これに対し、５元素とも上記上限値未満である場合に限り、島状マルテンサイトを含む粗大なベイナイト組織もＴｉＮもどちらも生成しない事が、溶接継手の低温靭性が良好となる理由と考えられる。本発明では高強度と高靭性の両立に有効な高価なＮｉを使用しないので、島状マルテンサイトを含む粗大なベイナイト組織やＴｉＮの有害性は大きく、これら５元素は含有しないことが望ましい。
　Ｎｂは、本発明において重要な元素であり、添加すると母材の強度・靭性が得られない。一般にＮｂは組織の微細化を通して高強度・高靭性を得るのに有効とされる。しかしながら、本発明のようにＣ含有量が少なくＭｎを多量に添加する成分系では、Ｎｂを添加する事により圧延時の歪みが過剰に蓄積され、圧延中およびその後の冷却中に局所的にフェライト組織や、島状マルテンサイトを含む粗大なベイナイト組織が生成するため、母材の高強度・高靭性が得られない。Ｎｂは含有しないことが望ましいが、不可避的に混入する不純物元素としての上限値は０．００３％である。
　なお、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、ＮｂはＮｉと同様に高価な元素であるので、これら高価元素を添加せずに良好な特性が得られる本発明は、単にＮｉ無添加とする以上に大きな合金コスト低減メリットがある。
　Ｃｕは、母材強度の確保のためにＰｃｍ値、ＤＩ値の規制範囲内で添加しても良い。この効果を得るためには、０．０５％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｎｉ無添加でＣｕを０．２０％以上添加すると、鋼片、鋼板の表面割れの発生による製造工期、生産性、製造コストが問題となる懸念があるため、その上限を０．２０％とする。不可避的に混入するＣｕの含有量は、具体的には０．０３％以下である。
　Ｃｒは、母材強度の確保のためにＰｃｍ値、ＤＩ値の規制範囲内で添加しても良い。この効果を得るためには、０．０５％以上の添加が必要である。しかしながら、１．００％を超えて添加すると母材及び溶接継手の靭性が低下するので、その上限を１．００％とする。不可避的に混入するＣｒの含有量は、具体的には０．０３％以下である。なお、Ｃｒ添加量の上限値を０．５０％又は０．３０％に制限してもよい。
　ＭｇおよびＣａの１種または２種を添加することにより、微細な硫化物や酸化物を形成して母材靭性および溶接継手靭性を高めることができる。この効果を得るためにはＭｇあるいはＣａはそれぞれ０．０００５％以上の添加が必要である。しかし、０．０１％を超えて過剰に添加すると粗大な硫化物や酸化物が生成するためかえって靭性を低下させることがある。したがって、添加量をそれぞれ０．０００５％以上、０．０１％以下とする。なお、Ｃａ添加量の上限値を０．００５％又は０．００２％に制限してもよい。
　本発明では、Ｎｉは添加しない。しかし、Ｎｉがスクラップ原料等から不可避的に混入する場合は、含有していても高コストとはならないため本発明の範囲内である。不可避的に混入するＮｉの含有量は、具体的には０．０３％以下である。
　溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値は０．２４％以下にしないと溶接時の予熱をフリーにできないので、その上限を０．２４％以下とする。Ｐｃｍ値が０．２０％未満となると、母材の高強度・高靭性を満足できないので、その下限を０．２０％とする。
　ここで、Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］であり、［Ｃ］ 、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。
　焼入れ性指数ＤＩ値は１．００未満ではＨＡＺ部の焼入れ性が不十分となり、脆化組織である島状マルテンサイトを含む粗大なベイナイト組織が生成し、溶接継手低温靭性が低下する。このため１．００を下限とする。ＤＩ値が２．６０を超えるとＨＡＺ部の組織そのものが低靭性のマルテンサイトを多く含むようになり溶接継手低温靭性が低下するため、その上限を２．６０とする。なお、ＤＩ値の上限を２．００、１．８０又は１．６０に制限してもよい。
　ここで、ＤＩ＝０．３６７（［Ｃ］1/2）(１＋０．７［Ｓｉ］)（１＋３．３３［Ｍｎ］）（１＋０．３５［Ｃｕ］）（１＋０．３６［Ｎｉ］）（１＋２．１６［Ｃｒ］）（１＋３．０［Ｍｏ］）（１＋１．７５［Ｖ］）（１＋１．７７[Ａｌ]）
　ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、[Ａｌ]は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌの質量％で表した含有量を意味する。焼入れ性指数ＤＩ値の各元素の係数は新日鉄技報第３４８号（１９９３）、１１ページに記載のものである。
　次に、成分組成以外の製造方法について述べる。
　鋼片または鋳片の加熱温度は、圧延に必要な９５０℃以上とする必要がある。１１００℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化して靭性が低下する。特に、本発明のＮｉ無添加では加熱時の初期オーステナイト粒を細粒にしておかないと、良好な母材靭性が得られない。本発明のＣ含有量が少なくＮｂを添加しない成分系では、固溶ＣやＮｂＣによるオーステナイト粒成長抑制効果が小さく加熱時の初期オーステナイト粒が粗大化しやすいので、加熱温度の上限は１１００℃に厳格に規制する必要がある。
　オーステナイト再結晶温度域での累積圧下率は、オーステナイト粒を十分に等方的に細粒化して、母材の高強度・高靭性を得るために７０％以上とする必要がある。本発明鋼の十分なオーステナイト再結晶温度域は８５０℃以上である。このため、８５０℃以上での累積圧下率を７０％以上とする必要がある。ここで、累積圧下率とは、８５０℃以上での圧延の総圧下厚を、圧延開始厚すなわち鋼片または鋳片厚で除し％表示したものである。累積圧下率が９０％を超えると圧延時間が長時間となり生産性が低下するため、その上限を９０％とする。
　オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率は、母材の高強度・高靭性を得るために１０％以上とする必要がある。本発明鋼の十分なオーステナイト未再結晶温度域は７８０～８３０℃である。このため、７８０～８３０℃での累積圧下率を１０％以上とする必要がある。ここで、累積圧下率とは、７８０～８３０℃での圧延の総圧下厚を、７８０～８３０℃での圧延開始厚で除し％表示したものである。累積圧下率が４０％を超えると過剰な圧延歪の蓄積により局所的にフェライト組織や、島状マルテンサイトを含む粗大なベイナイト組織が生成し、母材の高強度・高靭性が得られないので、その上限を４０％とする。
　同じように、圧延温度が７８０℃を下回ると過剰な圧延歪の蓄積により局所的にフェライト組織や、島状マルテンサイトを含む粗大なベイナイト組織が生成し、母材の高強度・高靭性が得られないので、圧延温度の下限を７８０℃に規制する。
　圧延後の加速冷却の開始温度は、７００℃未満の場合、局所的にフェライト組織や、島状マルテンサイトを含む粗大なベイナイト組織が生成し、母材の高強度・高靭性が得られないので、その下限温度を７００℃とする。
　加速冷却の冷却速度が８℃／ｓｅｃ未満の場合、局所的にフェライト組織や、島状マルテンサイトを含む粗大なベイナイト組織が生成し、母材の高強度・高靭性が得られないので、その下限値を８℃／ｓｅｃとする。上限は水冷により安定して実現可能な冷却速度である８０℃／ｓｅｃとする。
　加速冷却の停止温度が３５０℃より高いと、特に板厚３０ｍｍ以上の厚手材の板厚中心部において、焼入れ不足による島状マルテンサイトを含む粗大なベイナイト組織が生成し、母材の高強度・高靭性が得られないので、停止温度の上限を３５０℃とする。この時の停止温度とは、冷却終了後に鋼板が復熱した時の鋼板表面温度とする。停止温度の下限は室温であるが、鋼板の脱水素の点で、より好ましい停止温度は１００℃以上である。
　表１～３に示す成分組成の鋼を溶製して得られた鋼片を、表４～７に示す製造条件にて板厚１２～４０ｍｍの鋼板とした。これらのうち表４の１～２１は本発明例であり、表５～７の２２～７３は比較例である。表中、下線で示す数字と記号は、成分または圧延条件等の製造条件が特許範囲を逸脱しているか、あるいは特性が下記の目標値を満足していないものである。尚、表１～３のＮｉ量は不可避的不純物元素としての含有量である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　これらの鋼板についての母材強度（母材降伏応力、母材引張強さ）、母材靭性、溶接性（必要予熱温度）、溶接継手低温靭性（溶接熱影響部靭性）の評価結果を表４～７に示す。
　母材強度は、ＪＩＳＺ２２０１に規定の、１Ａ号全厚引張試験片あるいは４号丸棒引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に規定の方法で測定した。引張試験片は板厚２０ｍｍ以下では１Ａ号全厚引張試験片を採取し、板厚２０ｍｍ超では４号丸棒引張試験片を板厚の１／４部（１／４ｔ部）と板厚中心部（１／２ｔ部）より採取した。
　母材靭性は、板厚中心部から圧延方向に直角な方向にＪＩＳＺ２２０２に規定の衝撃試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４２に規定の方法で－８０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－８０）を求めて評価した。
　溶接性は、１４～１６℃にて、ＪＩＳＺ３１５８に規定の方法で、入熱１．７ｋＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行い、ルート割れ防止に必要な予熱温度を求めて評価した。
　溶接熱影響部靭性は、ルートギャップを有する角度２０°のＶ型開先を用いて入熱量３．０ｋＪ／ｍｍのＳＡＷ溶接（電流５００Ａ、電圧３０Ｖ、速度３０ｃｍ／ｍｉｎ）を行い、板厚中心部（１／２ｔ部）よりノッチ底が溶融線（フュージョン・ライン）をできるだけ多く含むようにＪＩＳＺ２２０２に規定の衝撃試験片を採取して、－５０℃での吸収エネルギー（ｖＥ－５０）にて評価した。
　各特性の目標値はそれぞれ母材降伏応力が６８５ＭＰａ以上、母材引張強さが７８０ＭＰａ以上、母材靭性（ｖＥ－８０）が１００Ｊ以上、必要予熱温度が２５℃以下、溶接熱影響部靭性がｖＥ－５０にて６０Ｊ以上とした。
　本発明例１～２１は、いずれも母材降伏応力が６８５ＭＰａ以上、母材引張強さが７８０ＭＰａ以上、母材靭性（ｖＥ－８０）が１００Ｊ以上、必要予熱温度が２５℃以下、溶接熱影響部靭性がｖＥ－５０にて６０Ｊ以上である。
　これに対して、以下の比較例は母材の降伏応力や引張強さが不足する。すなわち、比較例２２はＣ添加量が少ないため、比較例２５はＭｎ添加量が少ないため、比較例３２、３３はＮｂが添加されているため、比較例４４、４５はＰｃｍ値が低いため、比較例５５、５６は８５０℃以上での累積圧下率が７０％を下回るため、比較例５７、５８は７８０～８３０℃での累積圧下率が１０％を下回るため、比較例５９、６０は７８０～８３０℃での累積圧下率が４０％を上回るため、比較例６１、６２、６９は圧延終了温度が７８０℃を下回るため、比較例６３、６４、７０は水冷開始温度が７００℃を下回るため、比較例６５、６６、７１は冷却速度が８℃／ｓｅｃを下回るため、比較例６７、６８、７２、７３は冷却停止温度が３５０℃を上回るため、母材の降伏応力や引張強さが不足する。
　以下の比較例は母材靭性が不足する。比較例２６はＭｎ添加量が多いため、比較例２７はＰ添加量が多いため、比較例２８はＳ添加量が多いため、比較例２９はＣｒ添加量が多いため、比較例３２、３３はＮｂが添加されているため、比較例３６、３７はＴｉが添加されているため、比較例３８はＡｌ添加量が多いため、比較例４１、４２、４３はそれぞれ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｎ添加量が多いため、比較例４４、４５はＰｃｍ値が低いため、比較例５３、５４は加熱温度が高いため、比較例５５、５６は８５０℃以上での累積圧下率が７０％を下回るため、比較例５９、６０は７８０～８３０℃での累積圧下率が４０％を上回るため、比較例６１、６２、６９は圧延終了温度が７８０℃を下回るため、比較例６３、６４、７０は水冷開始温度が７００℃を下回るため、比較例６５、６６、７１は冷却速度が８℃／ｓｅｃを下回るため、比較例６７、６８、７２、７３は冷却停止温度が３５０℃を上回るため、母材靭性が不足する。
　比較例２３はＣ添加量が多いため、比較例４６、４７、４９はＰｃｍ値が高いため、必要予熱温度が２５℃を上回り、予熱フリーを満足しない。
　また、以下の比較例は、溶接継手低温靭性（溶接熱影響部靭性）を満足しない。すなわち、比較例２２はＣ添加量が少ないため、比較例２３はＣ添加量が多いため、比較例２４はＳｉが添加されているため、比較例２７、２８はそれぞれＰ、Ｓ含有量が多いため、比較例３０、３１はＭｏが添加されているため、比較例３４、３５はＶが添加されているため、比較例３６、３７はＴｉが添加されているため、比較例３８はＡｌ添加量が多いため、比較例３９、４０はＢが添加されているため、比較例４１、４２、４３はそれぞれ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｎ添加量が多いため、比較例４４、４５はＤＩ値が低いため、比較例４８、４９はＤＩ値が高いため、比較例５０、５１、５２はＭｏ、Ｖ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｂのいずれかの３～４元素が添加されているため、いずれも溶接継手低温靭性を満足しない。なお、比較例４９は、Ｎｉ無添加鋼にＣｕが０．２０％を超えて添加されていたため、スラブ鋼片表面に微細な割れを生じ、熱間圧延前に部分的に表面を数ｍｍ研削する必要が生じ、生産性が低下した。
　本発明によれば、高強度化ニーズの強い建設機械、産業機械、橋梁、建築、造船などの溶接構造物の構造部材として好適な、予熱フリーの溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の板厚１２ｍｍ以上４０ｍｍ以下の高張力厚鋼板を、高価なＮｉを使用せず、かつ、圧延後の再加熱焼戻し熱処理を必要としない高い生産性と低コストのもとに製造することができ、その工業界への効果は極めて大きい。

Claims (4)

  1. 　引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板の製造方法であって、
    　質量％で、
    Ｃ　：０．０３０％以上、０．０５５％以下、
    Ｍｎ：３．０％以上、３．５％以下、
    Ａｌ：０．００２％以上、０．１０％以下、
    Ｐ　：０．０１％以下、
    Ｓ　：０．００１０％以下、
    Ｎ　：０．００６０％以下、
    Ｍｏ：０．０３％以下、
    Ｓｉ：０．０９％以下、
    Ｖ　：０．０１％以下、
    Ｔｉ：０．００３％以下、
    Ｂ　：０．０００３％以下、
    Ｎｂ：０．００３％以下
    　を含み、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値が０．２０～０．２４％であり、焼入れ性指数ＤＩ値が１．００～２．６０であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ａｌ］、［Ｂ］を、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ａｌ、Ｂの質量％で表した含有量としたとき、前記Ｐｃｍ値が以下のように示され、前記ＤＩ値が以下のように示される鋼片または鋳片を、
    　Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
    　ＤＩ＝０．３６７（［Ｃ］1/2）(１＋０．７［Ｓｉ］)（１＋３．３３［Ｍｎ］）（１＋０．３５［Ｃｕ］）（１＋０．３６［Ｎｉ］）（１＋２．１６［Ｃｒ］）（１＋３．０［Ｍｏ］）（１＋１．７５［Ｖ］）（１＋１．７７[Ａｌ]）
    　９５０℃～１１００℃に加熱する工程と；
    　８５０℃以上の温度範囲での累積圧下率を７０～９０％とする第１圧延工程と；
    　前記１圧延工程の後、７８０～８３０℃の範囲での累積圧下率を１０～４０％とし、７８０℃以上で行う第２圧延工程と；
    　前記２圧延工程の後、７００℃以上から冷却速度が８～８０℃／ｓｅｃとなる加速冷却を開始する工程と；
    　室温～３５０℃で前記加速冷却を停止する工程と；を含むことを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。
  2. 　前記鋼片または鋳片が、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．０５％以上、０．２０％以下、
    Ｃｒ：０．０５％以上、１．００％以下、
    の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
  3. 　前記鋼片または鋳片が、さらに、質量％で、
    Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
    Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１％以下
    の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
  4. 　板厚１２ｍｍ以上かつ４０ｍｍ以下の厚鋼板を製造することを特徴とする請求項１に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
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