JP5692002B2

JP5692002B2 - 溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP5692002B2
Application number: JP2011236802A
Authority: JP
Inventors: 孝浩加茂; 鈴木　秀一; 秀一鈴木; 祥晃新宅; 玄樹猪狩
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2011-10-28
Filing date: 2011-10-28
Publication date: 2015-04-01
Anticipated expiration: 2031-10-28
Also published as: JP2013095926A

Description

本発明は、溶接性に優れた高張力鋼板とその製造方法に関する。より詳しくは、高度の安全性が要求される揚水型発電所の水圧鉄管、海洋構造物や低温ガス貯蔵タンクや高層建築物など大形鉄鋼構造物用途に好適な、７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する溶接性に優れた高張力鋼板及びその製造方法に関する。

近年、溶接鋼構造物が大型化する傾向が顕著となっている。したがって、こうした大型溶接鋼構造物に使用される厚鋼板に対して要求される強度もますます高くなっている。

高強度鋼板には、十分な焼入れ性を確保するために通常多くの合金元素が添加されているので、溶接すると熱影響部（以下、ＨＡＺという）の硬度が上昇してしまう。ＨＡＺ、特に溶接ボンド部の硬度が上昇すると、溶接割れの発生が誘発される。この溶接割れを防止するためには、溶接施工前に予熱を行い、溶接部の冷却速度を低下させて硬度の上昇を防止する方法が有効である。

しかし、高温での予熱は溶接施工コストが嵩むばかりか工期が長期化する。特に、予熱温度が１５０℃を超える場合には、現場の作業環境が著しく劣悪となるので作業者への負担も急激に増加する。

このため、溶接施工前に行う予熱の温度が低くてもＨＡＺの硬度があまり上昇せず溶接割れを発生しない高強度鋼板、なかでも７８０ＭＰａ以上の引張強さ（以下、ＴＳともいう）を有する高強度鋼板が求められている。

予熱低減を達成でき、ＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板については、種々の発明が提案されている。

例えば、特許文献１には、予熱温度が５０℃以下でＴＳが６９０ＭＰａ以上の高強度鋼板に係る発明が開示され、その実施例には、ＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板も多数記載されている。特許文献１に記載の発明は、主としてC含有量を低減させて島状マルテンサイトを減少させると共に、Ｃｕ含有量の低減によりＨＡＺ靭性の劣化を防止することを趣旨とする。

また、特許文献２には、予熱フリーを可能にしたＴＳが７８０ＭＰａ級の高強度鋼板に係る発明が開示されている。特許文献２に記載の発明は、Ｃを極低Ｃに制限することで、生成する島状マルテンサイト組織を微細としてＨＡＺ靭性を確保することを趣旨とする。
しかし、特許文献１および特許文献２に記載された高強度鋼板を製造するには焼戻しをすることが必要である。製造の容易さや製造効率を考えれば、製造工程が一工程増える、すなわち焼戻工程を追加することは好ましくない。

特開平７−１１３１４０号公報特開２０００−１６０２８１号公報

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、揚水型発電所の水圧鉄管、海洋構造物や低温ガス貯蔵タンクや高層建築物など大形鉄鋼構造物用途に好適な、ＴＳが７８０ＭＰａ以上で、溶接施工時の予熱温度が５０℃以下の低い温度であっても溶接割れを発生しない高張力鋼板およびその製造方法を提供することである。また、製造的観点から言えば、焼戻工程を省略して製造可能な高張力鋼板およびその製造方法を提供することである。

溶接割れは、鋼に含有される合金元素量、鋼中の水素量及び溶接時に鋼中に侵入する水素量によって決定される。

溶接割れに対する合金元素の影響は、一般に溶接割れ感受性組成として下記式で表される。合金元素の含有量が多い場合には、鋼の焼入れ性が向上して優れた母材強度が得られる反面、ＨＡＺの硬度が上昇して溶接割れが発生しやすくなる。
Pcm＝C＋Si／３０＋Mn／２０＋Cu／２０＋Ni／６０＋Cr／２０＋Mo／１５＋V／１０＋５B（％）

一方、溶接時に溶接金属や雰囲気から鋼中に侵入する水素が溶接ボンド部に代表されるような応力集中部に集まってポロシティーを形成し、これによって溶接割れが発生するといわれている。

溶接施工現場における溶接雰囲気を変化させることは困難であるので、鋼中への侵入水素量を軽減するためには、溶接材料を十分に乾燥させて水分を蒸発させることが重要であり、溶接割れを防止するためには高い温度での予熱が必要となる。

予熱なしで溶接することができることが最も好ましいが、溶接には母材と溶接材料との相性の問題もあり、母材が予熱なしで溶接できる特性を有していたとしても、溶接材料が十分な特性を有しておらず、割れが発生することもある。よって、完全に予熱なしで溶接できる鋼材を製造することは難しい。
そこで、本発明者らは、特に、溶接施工時の予熱温度が５０℃以下の低い温度であっても溶接割れを発生しない高張力鋼板及びその製造方法に関して種々検討を重ね、下記(a)〜(f)の知見を得た。

(a) 母材に合金元素を多量に添加した場合には、溶接割れ感受性組成Pcmが大きくなり、溶接割れが発生しやすくなる。これを回避するために、Pcmに規定される元素でもその影響が大きいＣ含有量を低下させることが有効である。

(b) 一方、Ｃ含有量の低下は焼入性が低下による鋼板の引張強度の低下を招くが、焼入性向上に寄与しPcmの大きさに影響の小さい合金元素を添加する組成設計をすることにより、引張強度の向上を図ることができる。

(c) 厚鋼板を溶接した場合、板厚の１／２の位置、すなわち、板厚中心部で溶接割れが起こりやすい。よって、板厚中心部での炭素の偏析度を適切に管理する必要がある。

(d) 水圧鉄管用に用いるためには、低温靭性（アレスト性）も必要になる。鋼板組織を潰れた組織にして集合組織を発達させることで、アレスト性を向上させることができる。この特性を向上させるには、旧オーステナイト粒のアスペクト比を大きくすればよい。

(e) 島状マルテンサイトは溶接割れの起点となる。また、母材と島状マルテンサイトの境界部は水素のトラップサイトとなる。このため、島状マルテンサイト量を低減することが溶接割れの防止に有効である。

(f) 焼戻しは、鋼板の機械的特性を安定化させるために行われるが、焼戻工程を省略するためには、いわゆるオートテンパーを積極的に起こさせればよい。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、予熱温度が５０℃以下の低い温度であっても溶接割れを発生させない高張力鋼板および当該鋼板を焼戻しなしに製造することができる高張力鋼板の発明であある。本発明の要旨は、下記の(1)〜(3)に示す高張力鋼板及び(4)に示す高張力鋼板の製造方法にある。

(1) 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．２％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．５〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％、Ａｌ：０．０３〜０．０８％及びＮ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、板厚中心部におけるＣが０．１０％以下、板厚中心部における旧オーステナイト粒のアスペクト比が２．０以上、板厚中心部におけるＭ−Ａ組織が５．０％以下であることを特徴とする引張強度７８０ＭＰａ以上の高張力鋼板。

(2) Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．３０％以下及びＶ：０．０５％以下から選択される１種又は２種を含有することを特徴とする上記(1)の高張力鋼板。

(3) Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｓｎ：０．５０％以下を含有することを特徴とする上記(1)または(2)の高張力鋼板。

(4) 請求項１から３までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを、１０００〜１１８０℃の温度域に加熱し、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上の熱間圧延をし、７００℃以上の温度で圧延を終了し、６５０℃以上の温度域から水冷を開始し、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で水冷し、鋼板の表面温度が１５０℃以下の温度域で水冷を停止するとともに、鋼板表面における復熱温度を１５０℃以上４００℃以下とすることを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の高張力鋼板の製造方法。

本発明によれば、ＴＳが７８０ＭＰａ以上で、溶接施工時の予熱温度が５０℃以下の低い温度であっても溶接割れを発生しない高張力鋼板およびその製造方法を提供することができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）鋼板の化学組成
Ｃ：０．０２〜０．１０％
Ｃは、溶接ボンド部のベイナイト変態の開始温度を低下させるとともに、鋼板の強度を確保する目的で添加する。その含有量が０．０２％未満ではベイナイト変態の開始温度の低下効果が十分ではなく、予熱温度を５０℃以下の低い温度とすれば、溶接割れを生じてしまう。更に、焼入れ性が不足して所望の７８０ＭＰａのＴＳを確保するのが困難であり、また靱性も劣化する。ＴＳが７８０ＭＰａ以上という強度を確保する上で、Ｃは０．０２％以上含有させることが必要である。

一方、その含有量が０．１０％以上であると、溶接ボンド部のベイナイト変態の開始温度は低下するものの、前述のようにＣは溶接割れ感受性組成Pcmに大きく寄与する元素であり、Ｃ含有量が高いとＨＡＺの硬度が上昇して溶接割れ感受性が逆に高くなる。したがって、Ｃの含有量を０．０２〜０．１０％とした。なお、Ｃ含有量の好ましい上限は０．０７％であり、より好ましい上限は０．０５％である。

Ｓｉ：０．０１〜０．２％
Ｓｉは、脱酸作用を有する。しかし、その含有量が０．０１％未満では前記の効果が得られない。一方、Ｓｉの含有量が０．２％を超えると、ＨＡＺにおいて島状マルテンサイトの局所的な生成が誘発され、耐溶接割れ性の著しい低下を招く。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１〜０．２％とした。なお、Ｓｉ含有量の上限は０．１５％とすることが望ましい。

Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは、溶接ボンド部のベイナイト変態の開始温度の低下に最も効果のある元素であり、Ｍｎの含有量を増加させることは溶接割れ防止のために有効である。この効果を得るためにはＭｎの含有量を１．０％以上とする必要がある。一方、Ｍｎにはセメンタイトの析出を抑制する作用があるので、多量に含有させると耐溶接割れ性の低下を招き、特に、その含有量が２．０％を超えると耐溶接割れ性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を１．０〜２．０％とした。なお、Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．２％であり、好ましい上限は１．８％である。

Ｐ：０．０１％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。Ｐの含有量が０．０１％を超えると、粒界に偏析して靱性を低下させるのみならず、溶接時に割れを招く。したがって、Ｐの含有量を０．０１％以下とした。なお、Ｐ含有量の望ましい上限は０．００５％である。

Ｓ：０．００２％以下
Ｓは、その含有量が多すぎると中心偏析を助長したり、延伸したＭｎＳが多量に生成したりするため、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣化する。したがって、Ｓの含有量を０．００２％以下とした。なお、Ｓ含有量の望ましい上限は０．００１％である。Ｓの含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定するものではない。

Ｃｕ：０．１〜０．５％
Ｃｕは、母材の強度を高める作用を有する。この効果を得るためには、Ｃｕの含有量は０．１％以上とすることが必要である。しかし、その含有量が０．５％を超えると、析出強化による著しい靱性の劣化を招く。したがって、Ｃｕの含有量を０．１〜０．５％とした。なお、Ｃｕ含有量の望ましい下限は０．２％であり、望ましい上限は０．４％である。

Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｉは、Ｍｎに次いで溶接ボンド部のベイナイト変態の開始温度を低下するのに有効な元素であり、Ｎｉの含有量を増加させることは溶接割れ防止のために有効である。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、添加することによって鋼板価格の上昇を招く。したがって、Ｎｉの含有量を０．１〜１．０％とした。なお、Ｎｉ含有量の望ましい下限は０．３％であり、望ましい上限は０．７％である。

Ｃｒ：０．５〜１．５％
Ｃｒは、溶接ボンド部のベイナイト変態の開始温度を低下する作用を有する。この効果を得るには、Ｃｒの含有量は０．５％以上とすることが必要である。しかし、その含有量が１．５％を超えると、母材靱性や溶接性の劣化を招く。したがって、Ｃｒの含有量を０．５〜１．５％とした。なお、Ｃｒ含有量の望ましい下限は０．７％であり、望ましい上限は１．３％である。

Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
Ｎｂは、オーステナイトの低温域で微細なＮｂ炭窒化物を形成することによりオーステナイト粒を微細化する作用を有する。更に、析出したＮｂ炭窒化物は圧延などによる加工を受けた未再結晶オーステナイト粒の回復、再結晶を抑制する効果を有しており、母材靱性の確保に有効である。こうした効果を得るには、Ｎｂの含有量は０．０１％以上とすることが必要である。しかし、その含有量が０．０５％を超えると、耐溶接割れ性が低下してしまう。したがって、Ｎｂの含有量を０．０１〜０．０５％とした。なお、Ｎｂ含有量の望ましい下限は０．０１５％であり、望ましい上限は０．０３％である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、オーステナイト粒の微細化のために不可欠な元素である。また、連続鋳造鋳片の横ひび割れを防止する上でもその添加が不可欠である。しかし、その含有量が０．００５％未満では添加効果が得られない。一方、Ｔｉが０．０３％を超えると、母材靱性やＨＡＺの靱性が著しく損なわれる。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０３％とした。なお、Ｔｉ含有量の望ましい下限は０．０１％であり、望ましい上限は０．０２％である。

Ｂ：０．０００５〜０．００２５％
Ｂは、溶接ボンド部のベイナイト変態の開始温度を低下させて耐溶接割れ性を高める作用を有する。この効果を得るためには、Ｂの含有量は０．０００５％以上とする。しかし、その含有量が０．００２５％を超えると母材靱性及びＨＡＺ靱性の大幅な劣化を招く。したがって、Ｂの含有量を０．０００５〜０．００２５％とした。

Ａｌ：０．０３〜０．０８％
Ａｌは、脱酸作用を有する。この効果を得るには、Ａｌは０．０３％以上の含有量とすることが必要である。一方、ＡｌはＳｉと同様に、ＨＡＺにおける島状マルテンサイトの局所的な生成を誘発し、耐溶接割れ性の著しい低下を招く。したがって、Ａｌの含有量をＡｌで０．０３〜０．０８％とした。なお、Ａｌ含有量の望ましい下限は０．０４％であり、望ましい上限は０．０６％である。

Ｎ：０．０００５〜０．００５０％
Ｎは、ＴｉＮとして析出し、オーステナイト粒の微細化を通じて靱性を高める作用を有するので、０．０００５％以上含有させる必要がある。しかし、Ｎの多量の含有は母材及びＨＡＺの靱性低下を招き、特にその含有量が０．００５０％を超えると、母材及びＨＡＺの靱性低下が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．０００５〜０．００５０％とした。

本発明に係る鋼板は、上記の成分を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

本発明に係る鋼板には、必要に応じて、次の成分の１種以上を含有させることができる。

Ｍｏ：０．３０％以下
Ｍｏは、必要に応じて含有させることができる。Ｍｏを含有させると、溶接ボンド部のベイナイト変態の開始温度を低下する作用がある。しかし、その含有量が０．３０％を超えると、強度が高くなりすぎて母材靱性が低下するし溶接性の著しい劣化も招く。したがって、Ｍｏの含有量を０．３０％以下とした。Ｍｏの含有量は０．２０％未満とすることが望ましい。なお、Ｍｏによるこの効果を得たい場合には、Ｍｏを０．１０％以上含有させるのが望ましい。

Ｖ：０．０５％以下
Ｖは、必要に応じて含有させることができる。Ｖを含有させると、焼戻し軟化抵抗を増大させて高温での焼戻しを可能とし、強度及び靱性を向上させる作用がある。しかし、その含有量が０．０５％を超えると、靱性が劣化する。したがって、Ｖの含有量を０．０５％以下とした。なお、Ｖの含有量の上限は０．０３％とすることが好ましい。なお、Ｖによるこの効果を得たい場合には、Ｖを０．００１％以上含有させるのが望ましい。

Ｓｎ：０．５０％以下
Ｓｎは、必要に応じて含有させることができる。Ｓｎを含有させると、Ｓｎ^３＋となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制することができる。また、Ｆｅ^３＋を速やかに還元させ、酸化剤としてのＦｅ^３＋濃度を低減することにより、Ｆｅ^３＋の腐食促進作用を抑制するので、飛来塩分量が多い環境下での耐候性を向上させることができる。さらに、Ｓｎには鋼のアノード溶解反応を抑制するので、耐食性を向上させることもできる。しかし、その含有量が０．５０％を超えると脆化を起こす原因となるので、Ｓｎの含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．２０％以下である。なお、Ｓｎによるこれらの効果を得たい場合には、Ｓｎの含有量は０．０３％以上とするのが望ましい。

（Ｂ）鋼板の組織
（Ｂ−１）板厚中心部におけるＣが０．１０％以下
連続鋳造により製造した厚鋼板を溶接した場合、板厚中心部で溶接割れが起こりやすい。これは、板厚中心部の中心偏析による成分濃化部に起因する硬化組織に起因するものであり、とくに、一般的な低温割れの評価方法であるy型溶接割れ試験（JIS Z ３１５８）においても板厚中心部の硬化部から割れが発生する場合が多い。これを解消するには鋳造時の成分調整のみならず、板厚中心部の成分調整が必要となる。特に引張強度７８０ＭＰａ以上の高張力鋼においては板厚中心部に生成するマルテンサイト相が有害になるため、マルテンサイトの硬さに支配的なＣ量の偏析度規定が有効である。板厚中心部のＣ量としては、レーザＩＣＰ分析法を用いる。レーザＩＣＰ分析にて、板厚中心部を挟んだ８ｍｍ以上の範囲を分析し、板厚中心部のＣ量＝（製品分析値のＣ量）×(レーザＩＣＰ分析Ｃ量の平均値／レーザＩＣＰ分析Ｃ量の最大値)として算出する。引張強度７８０以上の高張力鋼において、優れた溶接性を得るには、この板厚中心部のＣ量を０．１０％以下に抑制することが望ましい。

（Ｂ−２）板厚中心部における旧オーステナイト粒のアスペクト比が２．０以上
旧オーステナイト粒のアスペクト比が２．０以上とすると同じ変態温度で生成した下部ベイナイトであっても変態の発生サイトが高密度となり組織が微細化される。微細化される組織は下部ベイナイトのラス長さだけでなくラスの厚さ等にまで及ぶ。この結果、マトリックスが靭化され靭性、特にアレスト性が向上する。

下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織で靱性をより一層改善するためには、下部ベイナイトの生成位置を分散させることが重要である。このためにはオーステナイトを十分加工した後未再結晶状態から変態させる必要がある。加工後未再結晶状態のオーステナイトは下部ベイナイトの核生成サイトを高密度で含み、未再結晶状態のオーステナイト粒界および粒内の多くの核生成サイトから下部ベイナイトを生成させることができる。こうした効果を発現させるために必要な未再結晶状態のオーステナイト粒の扁平度はアスペクト比にして２．０以上が必要である。ここで、未再結晶状態のオーステナイト粒のアスペクト比とは圧延方向に延伸したオーステナイト粒の直径（長径）を板厚方向の直径（短径）で除した値をさす。

板厚中心部における旧オーステナイト粒を規定する理由は、板厚中心部は板厚表裏面および板厚の１／４の位置に比べ破壊特性の確保が困難なためであり、かつ全厚の破壊特性が板厚の１／２の位置の特性に律速されるためである。

（Ｂ−３）板厚中心部におけるＭ−Ａ組織が５．０％以下
本発明でいう「Ｍ−Ａ組織」は、いわゆる島状マルテンサイトであり、ベイナイトのラス状組織の間又は旧オーステナイト粒界に存在するマルテンサイトを指す。Ｍ−Ａ組織は脆性破壊の原因となるため、少ないことが好ましい。ここで、板厚中心部におけるアスペクト比５．０以上のＭ−Ａ組織が５．０％以下とする。

板厚中心部においてのＭ−Ａ組織を規定する理由は、板厚の１／２の位置にある板厚中心部は板厚表裏面および板厚の１／４の位置に比べ破壊特性の確保が困難なためであり、かつ全厚の破壊特性が板厚の１／２の位置の特性に律速されるためである。Ｍ−Ａ組織が５％を超えると、母材の靭性が劣化するだけでなく、溶接をした時の溶接ボンド部に占めるＭ−Ａ組織の割合も５％を超え、予熱温度を５０℃以下の低い温度とすれば、当該Ｍ−Ａ組織を起点とする割れが生じて、構造物としての強度が低下する場合がある。Ｍ−Ａ組織は存在しない方が好ましいが、本願発明の製造方法で製造した場合には、少なくとも０．５％のＭ−Ａ組織が形成される。

なお、Ｍ−Ａ組織の割合は、透過型電子顕微鏡の倍率を１００００倍として合計１０視野観察し、各視野において求めた島状マルテンサイトが占める割合を算術平均して求めればよい。

以上、本発明の組織について示したが、本発明の鋼板のミクロ組織は主としてマルテンサイトとベイナイトの混合組織であり、このため、本発明は引張強度が７８０ＭＰａ以上の高張力鋼板となる。

（Ｂ）項で示すような組織を有する鋼板とするには、例えば、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有するスラブを用いて、次の（Ｃ）項で述べる条件で鋼板を製造すればよい。

（Ｃ）鋼板の製造条件
（Ｃ−１）スラブの加熱温度
スラブの加熱温度は１０００〜１１８０℃とするのがよい。スラブの加熱温度が１０００℃未満では加熱時に均一なオーステナイト粒が得られない場合がある。一方、１１８０℃を超えて加熱するとオーステナイト粒が著しく大きくなって母材靱性が劣化する場合がある。したがって、鋼の加熱温度は１０００〜１１８０℃とするのがよい。

（Ｃ−２）熱間圧延
鋼板の組織のアスペクト比を適正化するために、未再結晶温度域で適正量の圧下（加工）を加えるのがよい。オーステナイトの再結晶温度域での圧下ではオーステナイト粒内に格子欠陥が蓄積され難く、圧延後に急冷しても組織の微細化が生じ難い。また、未再結晶温度域で圧下してもその累積圧下量が少ないと、オーステナイト粒内に蓄積される格子欠陥が少なくなって、圧延後に急冷しても組織の微細化が生じ難い。このため、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上の熱間圧延を行う。

圧下比２．０以上の圧延を行う未再結晶温度域の下限の温度は、圧延後の急冷で強度を確保する観点から７００℃とする。なお、８５０℃以下の温度域での圧下比が２．０以上でありさえすればよく、８５０℃を超える再結晶温度域での圧下率については特に規定しなくてもよい。

（Ｃ−３）冷却工程
熱間圧延後は６５０℃以上の温度域から水冷を開始する。このとき、所望の強度である７８０ＭＰａ以上のＴＳを得るためには、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で鋼板を水冷する。冷却速度の上限は特に規定しないが、設備的に得られる上限値であってもよい。冷却の停止を容易にするという観点からは２５℃／ｓｅｃ程度とするのが好ましい。

水冷は鋼板の表面温度が１５０℃以下の温度域になった時に水冷を停止する。５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で鋼板を水冷しているので、復熱により鋼板表面は冷却停止温度よりも高い温度に上昇する。このとき鋼板表面における復熱温度は１５０℃以上４００℃以下とする。

従来、鋼板冷却後は強度と靱性のバランスを調整するための焼戻しを行っていた。しかし、復熱のために、わざわざ加熱炉を用いて鋼板に焼戻しを施す必要はない。上述のように復熱を管理することにより、鋼板にはオートテンパー（自動焼戻し）された状態になり、強度と靭性のバランスが自動調整される。また、復熱により鋼板内の水素の拡散が行われ、溶接割れを回避できる効果も得られる。

復熱温度が１５０℃未満であると十分や焼戻し効果が得られない。また、４００℃超であると、ＴＳで７８０ＭＰａ以上という所望の強度を確保することが困難となる場合がある。復熱温度は３００℃以下とすることが好ましい。

表１に示す化学組成を有する鋼No.１〜４０及び鋼No.Ｘ１〜Ｘ１１の供試鋼から連続鋳造法にてスラブを作製した。表１における鋼No.１〜４０の供試鋼は化学組成が本発明で規定する範囲内にある例であり、鋼No.Ｘ１〜Ｘ１１の供試鋼はいずれかの成分が本発明で規定する範囲から外れた例である。

スラブは溶鋼の温度を過度に高くせず、溶鋼組成から決まる凝固温度に対し、その差が５０℃以内になるように管理をしながら、凝固直前の電磁攪拌および凝固時の圧下を行った。ただし、鋼No.３３の供試鋼についてはこの管理をせずに製造した。

次いで、これらの鋼を通常の方法で厚さ１６０ｍｍの鋼片とした後、表２に記載の各種条件で熱間圧延したのち、冷却して鋼板とした。このとき、板厚は、水圧鉄管用途を意識して、２５ｍｍ以上とした。

このようにして得た各鋼板の板厚中心部から、ＪＩＳ４号引張試験片とＪＩＳＺ２２０２（１９９８）に記載の幅１０ｍｍのＶノッチ試験片をそれぞれ圧延方向と平行な方向に採取し、母材の機械的性質（引張特性と靱性）を調査した。

また、ＪＩＳＺ３１５８（１９９３）に記載のｙ型溶接割れ試験を行って、溶接割れが発生しない予熱温度を調査した。なお、ｙ型溶接割れ試験は、溶接棒にＬＢ８０−ＵＬを用い、温度３０℃、湿度８０％の条件で溶接を行った。

さらに、各鋼板のうち一部の鋼板（鋼No.８、１６、Ｘ３）については、得られた試験片をＳＡＥ（Society of Automotive Engineers）Ｊ２３３４試験により耐食性を評価した。ＳＡＥＪ２３３４試験は、湿潤（５０℃、１００％ＲＨ、６時間、塩分付着：０．５％ＮａＣｌ、０．１％ＣａＣｌ_２、０．０７５％ＮａＨＣＯ_３水溶液浸漬、０．２５時間）および乾燥（６０℃、５０％ＲＨ、１７．７５時間）を１サイクル（合計２４時間）とした加速試験であり、腐食形態が大気暴露試験に類似しているとされている（長野博夫、山下正人、内田仁著：環境材料学、共立出版（２００４）、ｐ．７４）。本試験は、飛来塩分量が１ｍｄｄを超えるような厳しい腐食環境を模擬する試験である。ＳＡＥＪ２３３４試験１２０サイクル終了後、各試験片の表面のさび層を除去し、板厚減少量を測定した。なお、「腐食減量」は、試験片の平均の板厚減少量であり、試験前後の重量減少と試験片の表面積を用いて算出したものである。

一方、各鋼板の組織は以下のように測定を行った。

板厚中心部におけるＣはレーザＩＣＰ分析にて、板厚中心部を挟んだ８ｍｍ以上の範囲を分析し、板厚中心部のＣ量＝（製品分析値のＣ量）×(レーザＩＣＰ分析Ｃ量の平均値／レーザＩＣＰ分析Ｃ量の最大値)として算出した。

旧オーステナイト粒のアスペクト比は、板厚の中心部から採取した試料について光学顕微鏡観察をおこない、板厚方向と圧延方向での旧オーステナイト粒の切片を測定し、アスペクト比を求めた。１試料について10視野測定し、10個の測定値の平均を当該鋼板のアスペクト比とした。

Ｍ−Ａ組織は、板厚中心部をそれぞれ透過型電子顕微鏡の倍率を１００００倍として合計１０視野観察し、各視野において求めた島状マルテンサイトが占める割合を算術平均して求めた。

表３に鋼板組織の観察結果を示す。なお、鋼の成分の含有量および組織が本発明で規定する範囲内の鋼板（試験No.１〜３２）は、いずれもミクロ組織が主としてマルテンサイトとベイナイトの混合組織であった。

表４に機械的特性の試験結果を示す。ここで、鋼材の母材強度の目標はＴＳで７８０ＭＰａ以上であり、母材靱性の目標はｖＥ_−６０で４７Ｊ以上である。また、ｙ型溶接割れ試験における割れ防止のための予熱温度は５０℃以下を目標とした。

表４において、鋼の化学組成および組織等の要件が本発明で規定する範囲内にある試験No.１〜３２（本発明鋼）は、いずれも母材の強度と靱性の目標をそれぞれ満足する。また、ｙ型溶接割れ試験においても予熱温度は５０℃以下となり目標値を上回る結果が得られた。

これに対して、試験No.３３は、鋼の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが、板厚中心部におけるＣ含有量が本発明鋼の規定より外れるため、母材の靱性は目標に達していない。

試験No.３４〜３６および３９は、鋼の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが、板厚中心部における旧オーステナイト粒のアスペクト比が本発明鋼の規定より外れるため、母材の強度および靱性の一方または両方が目標に達していない。

試験No.３７、３８および４０は、鋼の化学組成は本発明で規定する範囲内にあるが、板厚中心部のＭ−Ａ組織の面積率が本発明鋼の規定より外れるため、母材の強度および靱性の一方または両方が目標に達していない。

そして、試験No.Ｘ１〜Ｘ１０は、鋼の化学組成が本発明鋼の規定より外れるため、母材の靱性が目標に達していない。

なお、上述したとおり、一部の鋼板（鋼No.８、１６、Ｘ３）に関しては、ＳＡＥ（Society of Automotive Engineers）Ｊ２３３４試験により耐食性を評価した。その結果、試験No.８および１６については、Ｓｎを含有しているため、板厚減少量はともに０．１ｍｍ以下であり、高い耐食性を示した。しかし、試験No.Ｘ３については、Ｓｎが含有していないため、板厚減少量は０．８ｍｍとなり耐食性は低かった。

本発明の鋼板はＴＳが７８０ＭＰａ以上、ＪＩＳＺ２２０２（１９９８）に記載の幅１０ｍｍのＶノッチ試験片を用いた衝撃試験における−６０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−６０）が４７Ｊ以上で、しかも溶接施工時の予熱温度が５０℃以下の低い温度であっても溶接割れを発生しないので、揚水型発電所の水圧鉄管や氷海域の海洋構造物など溶接鋼構造物の素材として好適である。また、製造の観点からも、本発明の鋼板は焼戻しなしに製造することができるので、比較的容易且つ廉価に高強度の鋼板を得ることができる。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．２％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．５〜１．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％、Ａｌ：０．０３〜０．０８％及びＮ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、板厚中心部におけるＣが０．１０％以下、板厚中心部における旧オーステナイト粒のアスペクト比が２．０以上、板厚中心部におけるＭ−Ａ組織が５．０％以下であることを特徴とする引張強度７８０ＭＰａ以上の高張力鋼板。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．３０％以下及びＶ：０．０５％以下から選択される１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の高張力鋼板。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｓｎ：０．５０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高張力鋼板。
請求項１から３までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを、１０００〜１１８０℃の温度域に加熱し、９００℃以下の温度域で累積圧下率５０％以上の熱間圧延をし、７００℃以上の温度で圧延を終了し、６５０℃以上の温度域から水冷を開始し、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で水冷し、鋼板の表面温度が１５０℃以下の温度域で水冷を停止するとともに、鋼板表面における復熱温度を１５０℃以上４００℃以下とすることを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の高張力鋼板の製造方法。