JP5130796B2 - 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 - Google Patents
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Description
本発明は、溶接入熱が２００ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接でも溶接熱影響部の靭性に優れる、降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８５％以下で、建築用として好適な、板厚１２ｍｍ以上の低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法に関する。
近年、建築構造物の大型化、長スパン化に伴い、使用される鋼材の厚肉化、高強度化が要望され、鋼構造物の安全性の観点からは、高い許容応力を有するとともに、降伏比を低減することが要求されている。
降伏比を低減すると、降伏点以上の応力が付加されても破壊までに許容される応力が大きくなり、また、一様伸びが大きくなるため、塑性変形能に優れた鋼材となる。
特に、引張強さが７８０ＭＰａを超える高張力鋼板では、強度確保のために合金を多量に添加することが一般的であるため、降伏比が上昇する傾向で、靭性も低下する。
従来、低降伏比高強度厚鋼板の製造プロセスとしては、フェライト＋オーステナイト２相域への再加熱焼入れを含む多段熱処理が一般的であるが、得られるミクロ組織は、フェライト相を主体とし、硬質第２相としてベイナイトあるいはマルテンサイトを分散させるため、フェライト相の体積分率によっては、７８０ＭＰａ以上の引張強度、６５０ＭＰａ以上の降伏強さ（ＹＰ）を安定して達成することが困難である。
一方、構造物に鋼板を使用する場合は、一般に溶接接合が用いられ、安全性の観点から、使用される鋼材の母材靭性は勿論のこと、溶接熱影響部の靭性に優れることが要求される。
近年では、建築構造物の大型化に伴い、使用鋼材の厚肉化が要望され、構造物の施工能率向上と施工コストの低減の観点から、大入熱溶接の適用範囲が拡大している。例えば、建築構造の柱−梁溶接では、サブマージアーク溶接などの溶接入熱が２００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接が適用されている。
また、近年、建築構造物の耐震性向上が求められ、溶接継手部についても、高い靭性を有することが要求されるようになっている。例えば、柱−梁接合部については、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊを超えるような、高い靭性を有することが要求されている。
一般に、鋼材に大入熱溶接を適用した際に、最も問題となるのは、溶接熱影響部のボンド部における靭性劣化である。ボンド部は、大入熱溶接時に溶融点直下の高温に曝されて、オーステナイトの結晶粒が最も粗大化し、また引き続く冷却によって、脆弱な上部ベイナイト組織に変態し、脆化組織である島状マルテンサイトが生成して靭性が低下する。そのため、高強度、低降伏比、高靭性の母材機械的特性と大入熱溶接時に溶接熱影響部の高靭性を併せ持った厚鋼板が要望され、種々の提案がなされている。
特許文献１、特許文献２には、熱間圧延後の鋼板を焼入れした後、再度フェライト＋オーステナイトの２相域まで加熱して焼入れを行い、高強度化と低降伏比化を達成することが記載されている。
特許文献３には、圧延後、直ちに焼入れする直接焼入れ法により、焼入れ後のミクロ組織をベイナイト相あるいはマルテンサイト相とした後、再度フェライト＋オーステナイトの２相域まで加熱し焼ならしを行い、高強度化と低降伏比化を達成することが記載されている。
特許文献４には、圧延後、一定時間経過し、フェライトを析出させた後、焼入れを行う直接焼入れ法により、フェライト相＋マルテンサイト相の２相組織とし、高強度化と低降伏比化を達成することが記載されている。
特許文献５には、成分調整の後、圧延後直接焼入れ法により、残留γを生成させることにより、母材の高強度化と低降伏比化と溶接部の高靭性を達成することが記載されている。
特許文献６には、ベイナイト主体の組織にマルテンサイトあるいは島状マルテンサイトを含有させ、その体積分率、粒径、およびアスペクト比を適正に制御することにより、５９０ＭＰａ以上の引張強さと８０％以下の低降伏比を有する母材が記載され、その製造方法として、成分調整の後、圧延後直接焼入れし、さらには、冷却停止後の再加熱処理を適正化することが記載されている。
特開２００１−２８８５１２号公報
特開平６−２４８３３７号公報
特開平５−２３０５３０号公報
特開平７−９７６２６号公報
特開２００１−２２６７４０号公報
特開２００６−２９１３４８号公報
しかしながら、特許文献１、特許文献２および特許文献３に記載された技術は、煩雑な熱処理プロセスにより、製造コストが上昇することが懸念され、特許文献４および特許文献５に記載された技術では、製造条件や鋼板内位置により、フェライトとマルテンサイト相の体積分率が変化しやすく、高強度化と低降伏比を安定的に得るために製造条件を調整する操業負荷が大きい。
特許文献６に記載された技術では、７８０ＭＰａ以上の引張強度や６５０ＭＰａ以上の降伏強さ（ＹＰ）といった強度レベルの厚鋼板およびその製造方法に関する具体的な示唆が認められない。
更に，いずれの特許文献記載の鋼板でも，溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の溶接熱影響部で高靭性を安定して達成することは困難である。
そこで、本発明は、製造が容易で、安定した母材性能を備えるとともに，溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接熱影響部で高靭性を安定して達成する低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を達成するために，厚鋼板を対象に母材の強度および降伏比，さらに大入熱溶接熱影響部の靭性に及ぼす各種要因のうち、従来、非常に脆く、母材の延性、靭性を低下させることから、低降伏比高強度厚鋼板の母材組織制御因子として、これまで積極的に利用されていない島状マルテンサイトに着目し、鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
（１）母材の特性として６５０ＭＰａ以上の降伏強度と８５％以下の低降伏比を安定して達成するためには、適切に選定した鋼組成において、ミクロ組織中の島状マルテンサイトの面積分率、粒径およびアスペクト比を適正に制御することが重要である。
（２）上記成分組成の鋼素材に熱間圧延を施した後、冷却速度と冷却停止温度を適正化した冷却処理を施し、さらには、冷却停止後の昇温速度と再加熱温度を適正化した再加熱処理を実施することにより、所望の母材ミクロ組織を得ることが可能である。
（３）溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の溶接熱影響部で高靭性を安定して達成するためには，適切に選定した鋼組成範囲において炭素当量Ｃｅｑを０．５０〜０．６８％に調整し，溶接熱影響部のミクロ組織を下部ベイナイト組織とするとともに，ＴｉおよびＮの添加量、さらにはＴｉ量とＮ量のバランスを厳格に調整することにより，溶接熱影響部でのオーステナイト粒の成長を抑制することが重要である。
（１）母材の特性として６５０ＭＰａ以上の降伏強度と８５％以下の低降伏比を安定して達成するためには、適切に選定した鋼組成において、ミクロ組織中の島状マルテンサイトの面積分率、粒径およびアスペクト比を適正に制御することが重要である。
（２）上記成分組成の鋼素材に熱間圧延を施した後、冷却速度と冷却停止温度を適正化した冷却処理を施し、さらには、冷却停止後の昇温速度と再加熱温度を適正化した再加熱処理を実施することにより、所望の母材ミクロ組織を得ることが可能である。
（３）溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の溶接熱影響部で高靭性を安定して達成するためには，適切に選定した鋼組成範囲において炭素当量Ｃｅｑを０．５０〜０．６８％に調整し，溶接熱影響部のミクロ組織を下部ベイナイト組織とするとともに，ＴｉおよびＮの添加量、さらにはＴｉ量とＮ量のバランスを厳格に調整することにより，溶接熱影響部でのオーステナイト粒の成長を抑制することが重要である。
本発明は、得られた知見に、さらに検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｍｎ：１．４〜３．０％
Ｐ：０．０２％以下
Ｓ：０．００５０％以下
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ｔｉ：０．００４〜０．０３％
Ｎ：０．００２５〜０．００６５％
を含有し、下記（１）式で定義されるＣｅｑが０．５０〜０．６８％を満足し、かつＴｉ／Ｎが２．０超え〜４．４未満を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、平均円相当径が１〜１０μｍ、かつ平均アスペクト比が４．０以下の島状マルテンサイトを面積分率で５〜１８％を含むことを特徴とする降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８５％以下を有する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。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ （１）
但し、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（質量％）で含有しない元素は０とする。
２．１に記載した鋼組成に、質量％でさらに、
Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｎｉ：０．１〜２．０％
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｃａ：０．００５％以下
ＲＥＭ：０．０２％以下
Ｍｇ：０．００５％以下および
Ｂ：０．００５％以下
の１種又は２種以上を含有し、下記（１）式で定義されるＣｅｑが０．５０〜０．６８％を満足し、かつＴｉ／Ｎが２．０超え〜４．４未満を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、平均円相当径が１〜１０μｍ、かつ平均アスペクト比が４．０以下の島状マルテンサイトを面積分率で５〜１８％を含むことを特徴とする降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８５％以下を有する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。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ （１）
但し、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（質量％）で含有しない元素は０とする。
３．１または２に記載した鋼組成からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃に加熱し、８００℃以上の温度域において熱間圧延を終了後、Ａｒ３点以上の温度域から５〜１００℃／ｓの冷却速度でＡｒ３−３５０〜Ａｒ３−１００℃の温度域まで冷却を行った後、一旦冷却を中断し、その後、Ａｃ１点以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱した後、０．５〜３ｍｉｎ保持し、空冷することを特徴とする降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８５％以下を有する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の製造方法。
４．さらに、４００℃以上、Ａｃ１点以下で焼き戻すことを特徴とする３に記載した降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８５％以下を有する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の製造方法。
１．鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｍｎ：１．４〜３．０％
Ｐ：０．０２％以下
Ｓ：０．００５０％以下
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ｔｉ：０．００４〜０．０３％
Ｎ：０．００２５〜０．００６５％
を含有し、下記（１）式で定義されるＣｅｑが０．５０〜０．６８％を満足し、かつＴｉ／Ｎが２．０超え〜４．４未満を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、平均円相当径が１〜１０μｍ、かつ平均アスペクト比が４．０以下の島状マルテンサイトを面積分率で５〜１８％を含むことを特徴とする降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８５％以下を有する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。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ （１）
但し、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（質量％）で含有しない元素は０とする。
２．１に記載した鋼組成に、質量％でさらに、
Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｎｉ：０．１〜２．０％
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｃａ：０．００５％以下
ＲＥＭ：０．０２％以下
Ｍｇ：０．００５％以下および
Ｂ：０．００５％以下
の１種又は２種以上を含有し、下記（１）式で定義されるＣｅｑが０．５０〜０．６８％を満足し、かつＴｉ／Ｎが２．０超え〜４．４未満を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、平均円相当径が１〜１０μｍ、かつ平均アスペクト比が４．０以下の島状マルテンサイトを面積分率で５〜１８％を含むことを特徴とする降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８５％以下を有する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。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ （１）
但し、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（質量％）で含有しない元素は０とする。
３．１または２に記載した鋼組成からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃に加熱し、８００℃以上の温度域において熱間圧延を終了後、Ａｒ３点以上の温度域から５〜１００℃／ｓの冷却速度でＡｒ３−３５０〜Ａｒ３−１００℃の温度域まで冷却を行った後、一旦冷却を中断し、その後、Ａｃ１点以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱した後、０．５〜３ｍｉｎ保持し、空冷することを特徴とする降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８５％以下を有する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の製造方法。
４．さらに、４００℃以上、Ａｃ１点以下で焼き戻すことを特徴とする３に記載した降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８５％以下を有する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の製造方法。
本発明によれば、母材の降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、８５％以下の低降伏比を有する，溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の溶接熱影響部靭性に優れた厚鋼板を、煩雑な熱処理なく、安定して製造することができ、鋼構造物の大型化、鋼構造物の耐震性の向上や施工能率向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。
本発明ではミクロ組織と成分組成を規定する。
［ミクロ組織］
本発明ではミクロ組織を、フェライト相とベイナイト相主体の母相であって、硬質相として、平均円相当径が１〜１０μｍ、かつ平均アスペクト比が４．０以下の島状マルテンサイトを面積分率で５〜１８％含む組織とする。
［ミクロ組織］
本発明ではミクロ組織を、フェライト相とベイナイト相主体の母相であって、硬質相として、平均円相当径が１〜１０μｍ、かつ平均アスペクト比が４．０以下の島状マルテンサイトを面積分率で５〜１８％含む組織とする。
島状マルテンサイトは転位密度が非常に高く、またＣの濃縮により、母相と比べて非常に硬い相であるために、ＴＳが向上するとともに、多量に導入された可動転位がＹＰの上昇を抑制することにより、高強度と低降伏比の両立に有効である。
島状マルテンサイトの体積分率が５％未満では、上記のような、高強度化と低降伏比化の効果が得られず、一方、１８％を超えると母材の延性、低温靭性が劣化する．このため、面積分率は５〜１８％の範囲に限定する．なお、好ましくは、６〜１６％である。
島状マルテンサイトの平均円相当径が１μｍ未満では、上記のような、高強度と低降伏比の効果が得られず、一方、１０μｍを超えると母材の靭性が劣化する。このため、平均円相当径は１〜１０μｍの範囲に限定する。なお、好ましくは、３〜８μｍである。
島状マルテンサイトの平均アスペクト比は、高くなると母材靭性が劣化するため、可能なかぎり低くすることが望ましい。平均アスペクト比が４．０を超えると、この傾向が顕著となるため、上限とした。
尚、島状マルテンサイトは、試料にレペラ腐食（ＪＯＵＲＮＡＬ ＯＦ ＭＥＴＡＬＳ、Ｍａｒｃｈ、１９８０、ｐ．３８−３９）を実施して倍率１０００倍の光学顕微鏡で観察して同定し、平均円相当径、平均アスペクト比は、倍率１０００倍の光学顕微鏡で撮影した画像を画像解析装置を用いて求めた。
島状マルテンサイトを除く母相は、実質的にベイナイト相とフェライト相の混合組織が主体組織で、パーライトおよびセメンタイト等の組織が混在すると強度が低下するため、これらの組織の面積分率は少ない方が良い。但し、パーライトおよびセメンタイト等の組織が面積分率で１５％以下の場合には影響が無視できるため含有してもよい．強度確保の観点から、ベイナイト相の面積分率は６０％以上であることが好ましい．
［成分組成］
説明において％は質量％を意味するものとする．
Ｃ：０．０３〜０．１０％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保するのに有用な元素であり、また、上記した島状マルテンサイトを得るためには、０．０３％以上の含有を必要とする。
［成分組成］
説明において％は質量％を意味するものとする．
Ｃ：０．０３〜０．１０％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保するのに有用な元素であり、また、上記した島状マルテンサイトを得るためには、０．０３％以上の含有を必要とする。
一方、０．１０％を超える含有は、特に大入熱溶接熱影響部の靭性を顕著に劣化させる。また，耐溶接割れ性を劣化させるとともに、母材の低温靭性を劣化させるため、０．０３〜０．１０％の範囲に限定する。好ましくは、０．０５〜０．０９％である。
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸材として作用し、製鋼上、少なくとも０．０５％必要であるが、０．５０％を超えて含有すると、母材の靭性が劣化するとともに、溶接性、溶接熱影響部靭性が顕著に劣化するため、０．０５〜０．５０％の範囲に限定する。好ましくは、０．１０〜０．４５％である。
Ｓｉは、脱酸材として作用し、製鋼上、少なくとも０．０５％必要であるが、０．５０％を超えて含有すると、母材の靭性が劣化するとともに、溶接性、溶接熱影響部靭性が顕著に劣化するため、０．０５〜０．５０％の範囲に限定する。好ましくは、０．１０〜０．４５％である。
Ｍｎ：１．４〜３．０％
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる効果を有しており、本発明では、大入熱溶接熱影響部のミクロ組織を下部ベイナイト組織とし高靭性を達成するとともに，母材の降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上を確保するためには、１．４％以上の含有を必要とする。
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる効果を有しており、本発明では、大入熱溶接熱影響部のミクロ組織を下部ベイナイト組織とし高靭性を達成するとともに，母材の降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上を確保するためには、１．４％以上の含有を必要とする。
一方、３．０％を超えて含有すると、母材の靭性および溶接熱影響部靭性が著しく劣化するため、１．４〜３．０％の範囲に限定する。好ましくは、１．５〜２．８％である。
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、鋼の強度を増加させ靭性を劣化させる元素であり、特に大入熱溶接部の靭性を劣化させるので、可能なかぎり低減することが望ましい。０．０２％を超えて含有されると、この傾向が顕著となるため、上限とした。尚、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．００５％以上とすることが望ましい。
Ｐは、鋼の強度を増加させ靭性を劣化させる元素であり、特に大入熱溶接部の靭性を劣化させるので、可能なかぎり低減することが望ましい。０．０２％を超えて含有されると、この傾向が顕著となるため、上限とした。尚、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．００５％以上とすることが望ましい。
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは母材の低温靭性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが望ましい。０．００５０％を超えて含有されると、この傾向が顕著となるため、上限とした。
Ｓは母材の低温靭性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが望ましい。０．００５０％を超えて含有されると、この傾向が顕著となるため、上限とした。
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスに於いて、もっとも汎用的に使われる。また、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、母材の靭性向上に寄与するが、０．１％を超える含有は、母材の靭性が低下するとともに、溶接時に溶接金属部に混入して、靭性を劣化させるため、０．１％以下に限定した。なお，このような効果は０．００５％以上の含有で認められる．好ましくは、０．０１〜０．０７％である。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスに於いて、もっとも汎用的に使われる。また、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、母材の靭性向上に寄与するが、０．１％を超える含有は、母材の靭性が低下するとともに、溶接時に溶接金属部に混入して、靭性を劣化させるため、０．１％以下に限定した。なお，このような効果は０．００５％以上の含有で認められる．好ましくは、０．０１〜０．０７％である。
Ｔｉ：０．００４〜０．０３％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強く凝固時にＴｉＮとして析出し、大入熱溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制して溶接熱影響部の高靭化に寄与する重要な添加元素である。このような効果を確保するためには，０．００４％以上の添加が必要である。
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強く凝固時にＴｉＮとして析出し、大入熱溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制して溶接熱影響部の高靭化に寄与する重要な添加元素である。このような効果を確保するためには，０．００４％以上の添加が必要である。
一方，０．０３％を超えるとＴｉＮ粒子が粗大化して，期待するオーステナイト粒の粗大化抑制効果が飽和するため，０．００４〜０．０３％の範囲に限定する。好ましくは、０．００６〜０．０２５％である。
Ｎ：０．００２５〜０．００６５％
ＮはＴｉＮを確保する上で必要な元素であり，０．００２５％未満では十分なＴｉＮ量が確保できない。一方，０．００６５％を超えて含有すると、固溶Ｎ量の増加により，母材および溶接部靭性が著しく低下するため、０．００６５％以下に限定する。好ましくは，０．００３０〜０．００６０％である。
ＮはＴｉＮを確保する上で必要な元素であり，０．００２５％未満では十分なＴｉＮ量が確保できない。一方，０．００６５％を超えて含有すると、固溶Ｎ量の増加により，母材および溶接部靭性が著しく低下するため、０．００６５％以下に限定する。好ましくは，０．００３０〜０．００６０％である。
また、本発明ではＴｉ／Ｎ（但し、Ｔｉ，Ｎは含有量（ｍａｓｓ％））が２．０超え〜４．４未満となるように、上述の成分範囲内でＴｉおよびＮ添加量を調整する。
Ｔｉ／Ｎが２．０以下では，ピンニング効果により大入熱溶接熱影響部の組織粗大化抑制効果を介した靭性の向上に必要なＴｉＮ量を確保できない。一方、Ｔｉ／Ｎが４．４以上では、ＴｉＣ粒子の生成およびＴｉＮの粗大化のため母材靭性および溶接熱影響部が劣化するため、Ｔｉ／Ｎは２．０超え〜４．４未満の範囲に限定した。
Ｃｅｑ：０．５０〜０．６８％
本発明では、上記した成分範囲内において（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．５０〜０．６８％となるように、上述した成分組成の範囲内で含有量を調整する。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ （１）
但し、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（質量％）で、含有しないものは０とする。
本発明では、上記した成分範囲内において（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．５０〜０．６８％となるように、上述した成分組成の範囲内で含有量を調整する。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ （１）
但し、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（質量％）で、含有しないものは０とする。
Ｃｅｑが０．５０％未満では、大入熱溶接熱影響部の焼入れ性が不足し、溶接熱影響部のミクロ組織が、脆化組織である島状マルテンサイトを含む脆弱な上部ベイナイト組織に変態し，所望の大入熱溶接部の高靭性が確保できない。
一方、Ｃｅｑが０．６８％を超えると、母材の靭性が著しく劣化するとともに，耐溶接割れ性が劣化するため、０．５０〜０．６８％の範囲に限定した。好ましくは、０．５５超〜０．６８％の範囲である。
本発明では、上記した基本成分系に加えて、必要に応じ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、ＭｇおよびＢの１種または２種以上を含有することができる。
Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％の１種または２種以上
ＣｕおよびＮｉは、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり、大入熱溶接熱影響部靭性への影響も小さいため、高強度化のために有用な元素であり、必要に応じ選択して含有できる。
ＣｕおよびＮｉは、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり、大入熱溶接熱影響部靭性への影響も小さいため、高強度化のために有用な元素であり、必要に応じ選択して含有できる。
添加する場合は、Ｃｕは０．１％以上含有することが好ましいが、含有量が１．０％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状を劣化させるため、０．１〜１．０％とする。尚、好ましくは、０．２〜０．７％である。
Ｎｉは、添加する場合は、０．１％以上含有することが好ましいが、２．０％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利になるため、０．１〜２．０％に限定した。尚、好ましくは０．２〜１．７％である。
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．２％以下の１種または２種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖは、いずれも鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて適宜含有できる。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖは、いずれも鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて適宜含有できる。
Ｃｒは、添加する場合、０．０５％以上含有することが好ましいが、１．０％を超える含有は、大入熱溶接熱影響部靭性を劣化させるため、１．０％以下に限定することが望ましい。
Ｍｏは、添加する場合、０．０５％以上含有することが好ましいが、１．０％を超える含有は、母材靭性および大入熱溶接熱影響部靭性に悪影響を及ぼすため、１．０％以下に限定することが望ましい。
Ｎｂは、添加する場合、０．００５％以上含有することが好ましいが、０．１％を超える含有は、母材靭性および大入熱溶接熱影響部靭性を劣化させるため、０．１％以下に限定することが望ましい。
Ｖは、添加する場合、０．０１％以上含有することが好ましいが、０．２％を超える含有は、大入熱溶接熱影響部靭性を劣化させるため、０．２％以下に限定することが望ましい。
Ｃａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００５％以下の１種または２種以上
Ｃａ、ＲＥＭおよびＭｇは、いずれも靭性向上に寄与する元素であり、所望する特性に応じて選択して含有できる。
Ｃａ、ＲＥＭおよびＭｇは、いずれも靭性向上に寄与する元素であり、所望する特性に応じて選択して含有できる。
Ｃａは、結晶粒の微細化を介して靭性を向上させる有用な元素であり、含有させる場合、０．００１％以上含有することが好ましいが、０．００５％を超えて含有しても効果が飽和するため、０．００５％を上限とした。
ＲＥＭは、含有させる場合、０．００２％以上含有することが好ましいが、０．０２％を超えて含有しても効果が飽和するため、０．０２％を上限とした。
Ｍｇは、結晶粒の微細化を介して靭性を向上させる有用な元素であり、０．００１％以上含有することが好ましいが、０．００５％を超えて含有しても効果が飽和するため、０．００５％を上限とした。
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させる作用を有する。また、大入熱溶接時には、溶接熱影響部において脆弱な上部ベイナイト層を抑制し、下部ベイナイト組織の生成を促進するとともに、固溶窒素を窒化物として固着することにより、靭性向上に有用な元素である。
Ｂは、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させる作用を有する。また、大入熱溶接時には、溶接熱影響部において脆弱な上部ベイナイト層を抑制し、下部ベイナイト組織の生成を促進するとともに、固溶窒素を窒化物として固着することにより、靭性向上に有用な元素である。
一方、０．００５％を超える含有は焼入れ性を著しく増加させ、母材の靭性、延性の劣化をもたらす。このため、Ｂは０．００５％以下に限定した。なお、好ましくは、０．０００３〜０．００２０％である。
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
次に、製造方法について説明する。尚、温度は板厚１／２ｔ部の温度とする。
１０００℃〜１２５０℃加熱
上述した組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等、定法で溶製し、得られた鋼素材を１０００℃〜１２５０℃に再加熱する。
上述した組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等、定法で溶製し、得られた鋼素材を１０００℃〜１２５０℃に再加熱する。
再加熱温度が１０００℃未満では、熱間圧延での変形抵抗が高くなり、１パス当たりの圧下量が大きく取れなくなることから、圧延パス数が増加し、圧延能率の低下を招くとともに、鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥を圧着することができない場合がある。
一方、再加熱温度が１２５０℃を超えると、加熱時のスケールによって表面疵が生じやすく、圧延後の手入れ負荷が増大する。このため、鋼素材の再加熱温度は１０００〜１２５０℃の範囲とするのが好ましい。
［熱間圧延］
再加熱された鋼素材は、所定の板厚になるまで、圧延終了温度を８００℃以上となる熱間圧延を施す。熱間圧延条件は、圧延終了温度を８００℃以上とする以外には、所定の板厚および形状を満足できればよく、その条件はとくに限定されない。
再加熱された鋼素材は、所定の板厚になるまで、圧延終了温度を８００℃以上となる熱間圧延を施す。熱間圧延条件は、圧延終了温度を８００℃以上とする以外には、所定の板厚および形状を満足できればよく、その条件はとくに限定されない。
尚、板厚が８０ｍｍを超える極厚鋼板の場合には、ザク圧着のために１パスあたりの圧下率が１５％以上となる圧延パスを少なくとも１パス以上確保することが望ましい。
圧延終了温度が８００℃未満になると、８００℃未満の低温域圧延の際に導入・蓄積された歪がフェライト変態の駆動力となり、フェライト相主体の組織が生成しやすいばかりでなく、島状マルテンサイト生成も阻害されるので、圧延終了温度は８００℃以上とする。
ここで、圧延終了温度が８００℃未満では、変形抵抗が高くなりすぎて圧延荷重が増大し、圧延機への負担が大きくなり、また、厚肉材を８００℃未満まで圧延温度を低下させるためには、圧延途中で待機することが必要で、生産性を大きく阻害する。これらの問題を回避するためにも、圧延終了温度は８００℃以上とする。
［冷却条件］
圧延終了後、得られた厚鋼板は、Ａｒ３点以上の温度域から５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で、Ａｒ３−３５０〜Ａｒ３−１００℃まで冷却する。
圧延終了後、得られた厚鋼板は、Ａｒ３点以上の温度域から５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で、Ａｒ３−３５０〜Ａｒ３−１００℃まで冷却する。
冷却停止温度は、本発明の製造方法において、特に重要な制御因子であり、冷却停止温度がＡｒ３−３５０℃よりも低くなると、冷却停止時にはベイナイト変態が完了し残留オーステナイトが存在せず、その後の再加熱、空冷時に、残留オーステナイトからの島状マ
ルテンサイトの生成がなく、降伏比８０％以下を満足することができない。
ルテンサイトの生成がなく、降伏比８０％以下を満足することができない。
一方、冷却後の冷却停止温度がＡｒ３−１００℃よりも高くなると、冷却停止時にはベイナイト変態が進行せず、残留オーステナイトへのＣの拡散が進行しないために、島状マルテンサイトが生成せず、６５０ＭＰａ以上の降伏強さ（ＹＰ）および降伏比（ＹＲ）８５％以下を満足することができない。
また、圧延終了後の冷却速度が５℃／ｓ未満では、加速冷却後のミクロ組織がフェライト主体組織となり、また、島状マルテンサイトの生成も阻害されるので、６５０ＭＰａ以上の降伏強さ（ＹＰ）を確保できなくなる。
一方、冷却速度が１００℃／ｓを超えると、鋼板位置による温度制御が困難となり、材質ばらつきが生じる。
加速冷却終了後の厚鋼板は、一旦冷却を中断し、Ａｃ１点以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱した後、空冷する。
昇温速度が０．５℃／ｓ未満では、目的の再加熱温度まで長時間を要するために製造効率が低下し、またパーライト変態が生じるために島状マルテンサイトが生成せず、降伏比８０％以下を満足することができない。
また、再加熱温度がＡｃ１点以上になるとベイナイトの軟化により、所望の６５０ＭＰａ以上の降伏強さ（ＹＰ）を満足することができなくなる。
再加熱温度は、残留オーステナイトへのＣの拡散を進行させるため、冷却停止温度より１００℃以上昇温することが望ましい。
尚、再加熱後の保持時間は、生産性を阻害しないように、好ましくは、保持時間１５ｍｉｎ．以下とする。再加熱の手段として、雰囲気炉加熱、ガス炎、誘導加熱等が利用できるが、経済性、制御性等を考慮すると、誘導加熱が好ましい。
上記した、圧延後の冷却速度が５〜１００℃／ｓの平均冷却速度範囲で、かつ加速冷却停止温度がＡｒ３−３５０℃〜Ａｒ３−１００℃の範囲を満足することにより、加速冷却直後に、ベイナイト主体組織中に、残留オーステナイトが微細に分散したミクロ組織が得られる。
さらに、その後の０．５℃／ｓ以上の昇温速度でＡｃ１点以下までの再加熱、空冷により、微細に分散した残留オーステナイトにＣが拡散して島状マルテンサイトが生成され、目的とするミクロ組織が達成され、高強度で６５０ＭＰａ以上の降伏強さ（ＹＰ）と８５％以下の低降伏比が両立される。
尚、Ａｒ３点は化学組成との相関が認められ、一例として（２）式が利用できる。
Ａｒ３＝８６８−３９６Ｃ＋２５Ｓｉ−６８Ｍｎ−２１Ｃｕ−３６Ｎｉ−２５Ｃｒ−３０Ｍｏ （２）
（ただし、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ：各合金元素の含有量（質量％））
また、Ａｃ１点も化学組成との相関が認められ、一例として（３）式が利用できる。
Ａｃ１＝７５１−２７Ｃ＋１８Ｓｉ−１２Ｍｎ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４Ｃｒ＋２３Ｍｏ−４０Ｖ−６Ｔｉ＋２３３Ｎｂ−１６９Ａｌ−８９５Ｂ （３）
（ただし、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂ：各合金元素の含有量（質量％））
本発明では、鋼板を室温まで冷却した後、再加熱、焼もどし処理を施してもよい。焼もどし工程では、４００℃以上Ａｃ１点以下の焼もどし処理により、靭性を向上させることが可能である。
Ａｒ３＝８６８−３９６Ｃ＋２５Ｓｉ−６８Ｍｎ−２１Ｃｕ−３６Ｎｉ−２５Ｃｒ−３０Ｍｏ （２）
（ただし、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ：各合金元素の含有量（質量％））
また、Ａｃ１点も化学組成との相関が認められ、一例として（３）式が利用できる。
Ａｃ１＝７５１−２７Ｃ＋１８Ｓｉ−１２Ｍｎ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４Ｃｒ＋２３Ｍｏ−４０Ｖ−６Ｔｉ＋２３３Ｎｂ−１６９Ａｌ−８９５Ｂ （３）
（ただし、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂ：各合金元素の含有量（質量％））
本発明では、鋼板を室温まで冷却した後、再加熱、焼もどし処理を施してもよい。焼もどし工程では、４００℃以上Ａｃ１点以下の焼もどし処理により、靭性を向上させることが可能である。
焼もどし処理後のミクロ組織として、硬質相は焼もどされた島状マルテンサイトとなるが、母相よりも十分に硬度が高ければ、高強度と低降伏比を両立させる効果を得ることができる。
このような効果を得るためには、焼もどし温度を４００℃以上とする必要があるが、 Ａｃ１点を超えると強度低下を招くため、焼もどし処理は、４００℃〜Ａｃ１点で行うことが望ましい。
上記した組成の鋼素材を用いて、上記した条件の熱間圧延、冷却および再加熱、空冷を施すことにより、島状マルテンサイトを分散して生成させることが可能で、６５０ＭＰａ以上の降伏強さ（ＹＰ）および降伏比８０％以下の母材特性と，溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接熱影響部の高靭性を兼備する低降伏比高強度鋼板を容易に製造することができる．
転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、調製された鋼素材を、熱間圧延−加速冷却−再加熱−空冷、さらには焼もどしにより種々の板厚の厚鋼板とした。
表１に鋼素材の成分組成を、表２に製造条件と鋼板の板厚を示す。得られた各厚鋼板の板厚１／２位置から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１（１９９８年）の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性を調査した。尚、表１中のＡｒ３（℃）は、（２）式で、Ａｃ１（℃）は（３）式で求めた。
得られた各厚鋼板の板厚１／２位置から、ＪＩＳＺ２２０２（１９９８年）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４２（１９９８年）の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）を求め、母材靭性を評価した。
また，各厚鋼板から採取した継手用試験板に，図１に示す開先を準備し、サブマージアーク溶接（溶接入熱量≧２００ｋＪ／ｃｍ）により、溶接継手を作製した。その後、図２に示すように、溶接継手部から切欠き位置を板厚方向１／４ｔのボンド部とするＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し、試験温度：０℃でのシャルピー衝撃試験を行って，継手ボンド部の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）を求めた。継手用試験板の板厚ｔは母材と同じとした。但し、母材の特性が本発明範囲を満たさない厚鋼板については継手は作成しなかった。尚、溶接部の靭性は、鋼板製造条件によらないので、同一成分で製造条件のみ変化させたものは、代表条件のみ継手を作製した。
本発明範囲は、母材の引張り強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上、降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８５％以下、母材靭性（ｖＥｏ）１００Ｊ以上、継手ボンド部の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）７０Ｊ以上とする。
得られた結果を表３に示す。本発明例（鋼Ｎｏ．１−１，１−２，２，３，４，５−１、６，７−１，８，９）は、いずれも、引張強さ７８０ＭＰａ以上で６５０ＭＰａ以上の降伏強さ（ＹＰ）および降伏比８５％以下、０℃での吸収エネルギーｖＥ０＞１００Ｊの高強度、低降伏比で、高靭性の母材特性を有する。
また，大入熱溶接施工を施した場合であっても，ボンド部でのｖＥ０＞７０Ｊと優れた大入熱溶接熱影響部靭性が得られることが認められる。
一方、本発明の範囲を外れる比較例（鋼Ｎｏ．１−３，１−４，１−５，５−２，５−３，７−２，７−３，１０〜１５）は、母材強度、降伏比、母材靭性，大入熱溶接熱影響部靭性のうち、いずれか、あるいは複数の特性が目標値を満足していない。
Claims (4)
- 鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｍｎ：１．４〜３．０％
Ｐ：０．０２％以下
Ｓ：０．００５０％以下
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ｔｉ：０．００４〜０．０３％
Ｎ：０．００２５〜０．００６５％
を含有し、下記（１）式で定義されるＣｅｑが０．５０〜０．６８％を満足し、かつＴｉ／Ｎが２．０超え〜４．４未満を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、平均円相当径が１〜１０μｍ、かつ平均アスペクト比が４．０以下の島状マルテンサイトを面積分率で５〜１８％を含むことを特徴とする降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８５％以下を有する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。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ （１）
但し、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（質量％）で含有しない元素は０とする。 - 請求項１に記載した鋼組成に、質量％でさらに、
Ｃｕ：０．１〜１．０％
Ｎｉ：０．１〜２．０％
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｃａ：０．００５％以下
ＲＥＭ：０．０２％以下
Ｍｇ：０．００５％以下および
Ｂ：０．００５％以下
の１種又は２種以上を含有し、下記（１）式で定義されるＣｅｑが０．５０〜０．６８％を満足し、かつＴｉ／Ｎが２．０超え〜４．４未満を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、平均円相当径が１〜１０μｍ、かつ平均アスペクト比が４．０以下の島状マルテンサイトを面積分率で５〜１８％を含むことを特徴とする降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８５％以下を有する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。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ （１）
但し、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（質量％）で含有しない元素は０とする。 - 請求項１または請求項２に記載した鋼組成からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃に加熱し、８００℃以上の温度域において熱間圧延を終了後、Ａｒ３点以上の温度域から５〜１００℃／ｓの冷却速度でＡｒ３−３５０〜Ａｒ３−１００℃の温度域まで冷却を行った後、一旦冷却を中断し、その後、Ａｃ１点以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱した後、０．５〜３ｍｉｎ保持し、空冷することを特徴とする降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８５％以下を有する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の製造方法。
- さらに、４００℃以上、Ａｃ１点以下で焼き戻すことを特徴とする請求項３に記載した降伏強さ（ＹＰ）が６５０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８５％以下を有する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の製造方法。
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