JP2006193817A - 靱性、溶接性および生産性に優れた鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 靱性および溶接性に優れた鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】 Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉを所定範囲に限定し、さらに必要に応じてＮｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇを添加した鋼において、Ｘ１＝Ｓｉ／３＋Ｍｏ＋Ｃｒ／３−Ｍｎ／３で表されるＸ１が０以上、Ｘ２＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ２が0.24以下とした鋼を、主に加熱、圧延、空冷からなる製造方法で鋼板とすることにより、比較的高い圧延温度で７８０ＭＰａ程度の引張強さを有する鋼とすることができ、これにより靱性と溶接性、さらに生産性に優れた鋼板が得られる。
【選択図】 なし

Description

本発明は、溶接性、靱性および生産性に優れた鋼板、特に板厚４〜３０ｍｍ、引張強さの水準が７８０ＭＰａ程度の鋼板およびその鋼板を高い生産性で製造する方法に関するものである。この製法で製造した鋼板は、造船、橋梁、建築、海洋構造物、圧力容器、ラインパイプなどの溶接構造物一般に用いることができるが、特に母材靱性と溶接性が必要とされる分野での使用において有効である。

溶接構造物に使用される鋼板には、重量や施工コストを低減するために高い強度が要求されることが多く、引張強さが７８０ＭＰａ程度の鋼材は現在様々な領域で使われている。しかし、引張強さが７８０ＭＰａ程度の鋼材の製造方法は特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４に提示されているようなオフラインの焼き入れ、焼き戻し処理を含むことが多いため、製造コストが高く、かつ工期が長くなる。

これを解決する手法として、圧延後直ちに水冷を実施するいわゆる直接焼き入れプロセスが特許文献５、特許文献６に開示されている。また、Ｃｕの析出強化を活用して溶接性などの向上をはかった鋼材の製造方法が特許文献７、特許文献８、特許文献９に提示されている。これらの方法ではオフラインの焼き入れ処理は省略可能であるものの、オフラインの焼き戻し処理が必要なため、製造工期の大幅な短縮は望めない。

また、圧延後に直接焼き入れを実施し、その後水冷を常温よりも高い温度で停止することによってオフラインの焼き戻しを省略する方法が特許文献１０、特許文献１１に開示されている。しかし、水冷停止温度のばらつき等によって鋼板の形状不良が問題となり、さらに残留応力が高くなるため鋼板の切断時に変形を生じやすいという問題がある。

また、ＴｉＣの析出強化を活用して、圧延後空冷で製造する方法が特許文献１２に提示されている。この方法ではオフラインの熱処理なしに製造が可能であるものの、低温の圧延が必要であるために生産性は低く、かつＴｉＣの析出強化によって靱性が低下するという欠点を有する。
以上のことから、７８０ＭＰａ程度の引張強さと高い靭性および溶接性を有する鋼板を高い生産性で製造することは現在の技術では不可能である。
特開平６−２２８６３６号公報 特開平６−４１６３２号公報 特開昭５３−２９２１７号公報 特開昭５３−２９２１８号公報 特開平２−１２９３１７号公報 特開平９−１３１２２号公報 特開昭６２−５４０１９号公報 特開平３−１６２５２３号公報 特開平３−２６００１１号公報 特開２００４−５２０６３号公報 特開２００３−１４７４７７号公報 特開昭５９−１１０７２４号公報

解決しようとする問題点は、靱性および溶接性に優れた板厚４〜３０ｍｍ、引張強さの水準が７８０ＭＰａ程度の鋼板およびその鋼板を高い生産性で製造する方法を提供することである。

本発明は、靱性および溶接性に優れた板厚４〜３０ｍｍ程度、引張強さの水準が７８０ＭＰａ程度の鋼板およびその鋼板を高い生産性で製造する方法を提供するものであり、その要旨とするところは以下の通りである。

（１）鋼が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．１２％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、Ｘ１＝Ｓｉ／３＋Ｍｏ＋Ｃｒ／３−Ｍｎ／３で表されるＸ１が０以上であり、Ｘ２＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ２が０．２４以下であり、ビッカース硬さが２４０ＨＶ以上であり、フェライトのマイクロビッカース硬さが２２０ＨＶ以上であり、フェライトのアスペクト比が５．０以下であることを特徴とする、靭性、溶接性および生産性に優れた鋼板。

（２）質量％で、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｖ：０．００１〜０．１％の１種または２種を含有することを特徴とする、前記（１）に記載の靭性、溶接性および生産性に優れた鋼板。

（３）質量％で、さらに、Ｃｕ：０．００５〜１％、Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｂ：０．０００２〜０．００５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の靭性、溶接性および生産性に優れた鋼板。

（４）質量％で、さらに、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の靭性、溶接性および生産性に優れた鋼板。

（５）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．１〜１％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．１２％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、Ｘ１＝Ｓｉ／３＋Ｍｏ＋Ｃｒ／３−Ｍｎ／３で表されるＸ１が０以上であり、Ｘ２＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ２が０．２４以下である鋼片または鋳片を１１００℃以上に加熱した後に粗圧延を行い、その後に第一パス噛込温度を７５０℃以上９５０℃以下、最終パス前の温度を６５０℃以上８５０℃以下とする仕上圧延を行うことを特徴とする、靭性、溶接性および生産性に優れた鋼板の製造方法。

（６）質量％で、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｖ：０．００１〜０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（５）に記載の靭性、溶接性および生産性に優れた鋼板の製造方法。

（７）質量％で、さらに、Ｃｕ：０．００５〜１％、Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｂ：０．０００２〜０．００５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（５）または（６）に記載の靭性、溶接性および生産性に優れた鋼板の製造方法。

（８）質量％で、さらに、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、前記（５）ないし（７）のいずれか１項に記載の靭性、溶接性および生産性に優れた鋼板の製造方法。

本発明によれば、比較的高温の圧延後に空冷を行い、焼き戻しを行うことなく引張強さが７８０ＭＰａ程度で靱性および溶接性に優れた鋼板を提供することが可能であり、産業上の価値の高い発明であるといえる。

本発明を詳細に説明する。
発明者らは、板厚４〜３０ｍｍ程度、母材の引張強さが７８０ＭＰａ程度であり、母材靭性および溶接性に優れた鋼材を、生産性の高い方法で製造する方法について鋭意検討を行った。なお、ここで生産性が高いとは、オフラインの熱処理による工期長期化や低温圧延による圧延生産性の低下を避けることを意味しており、加熱−圧延後に空冷を行い、オフラインの熱処理を行わない製造方法を前提とした。

Ｔｉによる析出強化を活用した引張強さ７８０ＭＰａ級の鋼板においては、Ｔｉ等の炭化物等を主体とする析出物による強化、低温圧延によりフェライトに導入された転位による加工強化、組織を微細化することによる細粒化強化、Ｍｎなどが固溶することによる固溶強化、パーライトなどの硬質組織の導入による強化など複数の強化機構の組み合わせとして全体の強度が発現している。発明者は、種々の成分、空冷を前提とした種々の製造方法で鋼板を作成し、特性として靱性と溶接性を損なうことなく、かつ高い生産性で引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板を製造するためには、前記の強化機構のうち、Ｔｉ等の炭化物等を主体とする析出物による強化を最大限に活用し、さらにフェライト生成に引き続いて生じる硬質部の変態温度を極力低温化することによる強化をはかることが有効であり、逆に靱性に有害な固溶強化や加工強化はその寄与分を低減することが有効であることを見いだした。以下にこの具体的方法を記述する。

最も重要なのは、Ｔｉを主体とする元素による析出強化を最大限に活用できる成分バランスの規定である。平衡変態点Ａｅ₃ 点が低い成分系の場合、フェライトが生成する温度が低いため、フェライト生成時や生成後の析出強化量が小さくなり、結果として駆動力増大のため低温圧延が必要となる。Ｘ１＝Ｓｉ／３＋Ｍｏ＋Ｃｒ／３−Ｍｎ／３で表されるＸ１が０以上の場合にはＡｅ₃ 点が高くなることを通じて圧延後のフェライト生成温度が上昇するため、比較的高温の圧延でもフェライト生成時や生成後に大きな析出強化が生じる。よって、Ｘ１＝Ｓｉ／３＋Ｍｏ＋Ｃｒ／３−Ｍｎ／３で表されるＸ１を０以上と規定する。また、このようにＴｉ等による析出強化を有効活用することにより、強度への寄与の小さい粗大な析出物の量が低減するため、靱性の向上にも有効に働く。

次に重要なのは、フェライト生成後に生成するパーライト、ベイナイトなどの硬質組織を極力低温で生成させることである。セメンタイトの生成を含む変態においては、ＭｎよりもＣｒやＳｉ、Ｍｏの効果が大きいことから、Ｍｎを低減してＣｒやＳｉ、Ｍｏを増量することがその基本となるが、Ｘ１＝Ｓｉ／３＋Ｍｏ＋Ｃｒ／３−Ｍｎ／３で表されるＸ１が０以上の場合には硬質部の変態温度が極めて低くなり、強度増大に寄与することから、既に規定したＸ１＝Ｓｉ／３＋Ｍｏ＋Ｃｒ／３−Ｍｎ／３で表されるＸ１を０以上と規定することでこの効果が得られる。

３番目に重要なのは、フェライトの加工強化量を極力低減することである。これにより、靱性の低下を抑制することができる。フェライト中の転位密度を規定するのは極めて困難であることから、ここではフェライトのアスペクト比を規定する。フェライトのアスペクト比が５を超えると、強度への寄与は大きいが靱性が大幅に低下するため、フェライトのアスペクト比を５以下と規定する。なお、フェライトのアスペクト比を５以下とするためには圧延温度の規定が必要であるが、これについては後述する。ここでフェライトのアスペクト比の測定方法について述べる。鋼板の圧延方向と板厚方向のなす面（以後Ｌ面と呼ぶ）を研磨、ナイタール腐食後、光学顕微鏡で観察を行い、鋼板の表面から板厚方向に平行に板厚の１／４だけ鋼板内部に入った部位（以後１／４ｔ部と呼ぶ）について圧延方向及び板厚方向それぞれに単位長さ当たりの結晶粒数を測定し、板厚方向の平均結晶粒数を圧延方向の平均結晶粒数で除した値をフェライトのアスペクト比と規定する。

前記３点の規定を満足することで、引張強さで７８０ＭＰａ程度の強度と、優れた靱性を確保できる。ミクロ組織の構成はフェライトとパーライトやベイナイト、マルテンサイトなどの硬質組織の複合組織となるが、フェライトを主体としたミクロ組織を有する従来の引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼材と全く異なる点として、アスペクト比が小さいフェライト粒でありながら、フェライトの硬度が極めて高いことを挙げることができる。マクロな硬さ、すなわちビッカース硬さは２４０ＨＶ以上、フェライトのマイクロビッカース硬さは２２０ＨＶ以上となる。よって、本発明における鋼板のビッカース硬さを２４０ＨＶ以上、マイクロビッカース硬さを２２０ＨＶ以上と規定する。なお、ビッカース硬さ、マイクロビッカース硬さの測定はＪＩＳＺ２２４４に従うものとし、測定部位はＬ面の１／４ｔ部近傍とし、荷重はそれぞれ１０ｋｇｆ、１０ｇｆとする。後者については、フェライト粒内を極力狙って測定するものとするが、圧痕がフェライトとフェライトの結晶粒界にかかることはやむを得ないものとする。

溶接性については、Ｘ２＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ２が０．２４以下である場合に溶接割れ感受性が低下し、さらに溶接熱影響部靱性にも優れることから、Ｘ２＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ２を０．２４以下と規定する。なお、本発明における溶接性とは、溶接割れと溶接熱影響部靭性の両方を指し、溶接割れが発生しにくいほど、また溶接熱影響部靭性が高いほど溶接性に優れるものとする。

次に、成分元素の限定理由について述べる。なお単位は全て質量％である。
Ｃは、強度確保に必須の元素であるため、その添加量を０．０４％以上とする。しかし、一方でＣ量の増大は粗大析出物の生成による母材靱性の低下や溶接性の低下を招くためその上限を０．１２％とする。

Ｓｉは本発明において重要な元素である。Ｔｉ等による析出強化を有効活用するために有効であり、さらにフェライト生成後の残部オーステナイトを極力低温で変態させるのにも有効な元素である。その効果を発揮するためには０．０１％以上の添加が必要であり、０．６％超の添加は溶接性を低下させるため、添加量を０．０１％以上０．６％以下とする。

Ｍｎは低コストで強度を増大させるのに有効な元素であるが、本発明の主眼から極力添加量を抑えることが望ましい。強化の効果を発揮するためには０．０１％以上の添加が必要であり、１％超の添加は析出強化の有効活用や硬質組織の低温変態を阻害するため、添加量を０．０１％以上１％以下とする。

Ｐは、不純物元素であり低い方が望ましい。０．０２％を超える添加は母材の延性、靭性や溶接性を低下させるため、０．０２％以下と規定する。

Ｓは、不純物元素であり低い方が望ましい。０．０１％を超える添加はＭｎＳの生成により母材靱性を低下させるため、０．０１％以下と規定する。

Ｃｒは本発明において重要な元素である。Ｔｉ等による析出強化を有効活用するために有効であり、さらにフェライト生成後の残部オーステナイトを極力低温で変態させるのにも有効な元素である。その効果を発揮するためには０．１％以上の添加が必要であり、１％超の添加は溶接性を低下させるため、添加量を０．１％以上１％以下とする。

Ｍｏは本発明において重要な元素である。Ｔｉ等による析出強化を有効活用するために有効であり、さらにフェライト生成後の残部オーステナイトを極力低温で変態させるのにも有効な元素である。その効果を発揮するためには０．１％以上の添加が必要であり、１％超の添加は溶接性を低下させるため、添加量を０．１％以上１％以下とする。

Ａｌは、脱酸材として有効な元素であり、その添加量を０．００１％以上とする。しかし、一方でＡｌ量の増大は母材靭性の低下を招くためその上限を０．１％とする。

Ｎは、不純物元素であり、０．０１％を超える添加は母材靱性、溶接性を低下させるため、０．０１％以下と規定する。

Ｔｉは本発明において重要な元素である。添加量は最大でも０．１２％で十分であり、これを超えると靱性が低下する。一方で添加量が０．０５％を下回ると引張強さが７８０ＭＰａを下回ることから、Ｔｉの添加量を０．０５％以上０．１２％以下と規定する。

Ｎｂ、Ｖは必要に応じて添加できる。析出強化によって強度を増大するのに有効な元素であり、必要に応じて添加される。添加量がＮｂの場合０．０５％を超えると、Ｖの場合０．１％を超えると靱性が顕著に低下し、一方０．００１％未満の添加では強度増大の効果が得られないことから、Ｎｂの添加量を０．００１％以上０．０５％以下、Ｖの添加量を ０．００１％以上０．１％以下と規定する。

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂは強度確保の観点から必要に応じて添加される。Ｃｕは、強度確保に有効な元素である。０．００５％未満の添加ではその効果は小さく、一方、１％を超える添加は溶接性を低下させるため、その範囲を０．００５〜１％とする。Ｎｉは、強度確保のために必要に応じて添加される。０．０１％未満の添加ではその効果は小さく、一方、２％を超える添加は溶接性を低下させるため、その範囲を０．０１〜２％とする。Ｂは、焼入性の増大に有効な元素であり、その添加量を０．０００２％以上とする。しかし、一方でＢ量の増大は粗大析出物の生成により母材靭性の低下を招くためその上限を０．００５％とする。

ＲＥＭ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇの１種または２種以上の添加により、母材介在物制御、溶接熱影響部の加熱オーステナイトの微細化や粒内からの変態核生成を通じて母材靱性及び溶接熱影響部靱性を高めることができるため、必要に応じて添加される。この効果を発揮するためには、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇいずれも０．０００５％以上の添加が必要である。一方、過剰に添加すると硫化物や酸化物が粗大化して母材靱性や延性の低下をもたらすため、その上限値をＲＥＭで０．1 ％、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇで０．０２％とする。

次に本発明の鋼板を製造する方法につき記載する。大まかには、鋼片あるいは鋳片を加熱し、粗圧延、仕上圧延ののち空冷する方法で鋼板を製造する。
本製造方法においては、仕上げ圧延が最も重要となる。仕上圧延温度を適正化することによってフェライト生成時および生成後にＴｉ等の析出強化を最大限に活用でき、強度が増大し、かつ粗大析出物の生成が抑制されることで靱性が向上する。仕上圧延温度が低いと、生産性が低下するのみでなく、フェライトの加工強化によって靱性が低下する。逆に仕上圧延温度が低いと、組織の粗大化により靱性が低下する。発明者は、既に規定した成分の鋼について仕上圧延の噛込温度と最終パス前温度の検討を行い、仕上圧延の噛込温度が７５０℃以上９５０℃以下、仕上圧延の最終パス前温度が６５０℃以上８５０℃以下である場合に高い強度と優れた靱性の両方が確保されることを確認した。よって、仕上圧延の噛込温度を７５０℃以上９５０℃以下、仕上圧延の最終パス前温度を６５０℃以上８５０℃以下と規定する。

なお、本発明では粗圧延機で実施される圧延を粗圧延、仕上げ圧延機で実施される圧延を仕上げ圧延とする。もし、粗圧延、仕上げ圧延を同一の圧延機で実施する場合には、圧延の前半と後半を分ける明確な設定温度が存在する場合は後半の圧延を指し、明確な温度設定が存在しない場合や２つ以上の設定温度が存在する場合は、圧延パス開始前の鋼板表面温度が９００℃以下の圧延を仕上げ圧延とみなす。仕上げ圧延噛込温度とは、仕上げ圧延の最初の圧下前に鋼板表面で測定された温度を指す。仕上圧延の最終パス前温度とは、仕上圧延の最終パスの前に測定された鋼板表面温度を指す。鋼板表面温度は、たとえば放射温度計を使用することで測定可能である。

仕上げ圧延に先立っては、鋼片または鋳片を加熱し、粗圧延を実施する。加熱温度が１１００℃未満の場合、Ｔｉの大部分が未固溶のまま残存し、強度が不足する。一方加熱温度が１３５０℃を超えると、オーステナイトが粗大化して最終的な組織も粗大化し、母材靭性が大幅に低下するため、加熱温度を１１００℃以上１３５０℃以下とする。なお、加熱温度とは、鋼片あるいは鋳片が加熱炉で到達する最大の鋼板表面温度を指すものとする。粗圧延は、オーステナイトを再結晶により微細化する観点から重要であり、粗圧延の全圧下率は３０％以上であることが望ましい。粗圧延の噛込温度、粗圧延の最終パス前の鋼板表面温度は、加熱温度と仕上げ圧延温度の条件を満たすものであれば任意に設定可能である。なお、粗圧延の全圧下率とは、粗圧延前の板厚から粗圧延後の板厚を引いた値を粗圧延前の板厚で除した値の百分率表示とする。また、圧延後は空冷するものとする。

仕上げ圧延の全圧下率もフェライトの安定化の観点から重要である。仕上げ圧延の全圧下率が３０％以上であれば靱性が向上する。一方、仕上げ圧延の全圧下率が９０％を超えると大幅に生産性が低下する。よって仕上げ圧延の全圧下率を３０％以上９０％以下とする。なお、仕上げ圧延の全圧下率とは、仕上げ圧延前の板厚から最終板厚を引いた値を仕上げ圧延前の板厚で除した値の百分率表示とする。

仕上げ圧延時のパス間時間の規定も、回復による転位密度の低下を抑制する点から重要である。パス間時間の平均値が２０ｓを超えると回復が進行して十分な転位密度が確保できないため靱性が低下する。よって、仕上げ圧延の平均パス間時間を２０ｓ以下とする。なお、パス間時間とは、ある圧延パスで鋼板の長手方向の中心部が圧下を受けた時点から、同一部位が次の圧延パスで圧下を受けるまでの時間を指し、仕上げ圧延の平均パス間時間とは、仕上げ圧延におけるパス間時間の合計を（仕上げ圧延パス数−１）で除した値である。

種々の化学成分の供試鋼材を用いて、種々の製造条件で製造した板厚６、１５、３０ｍｍの鋼板について、母材の降伏応力、引張強さ、母材靭性、溶接性を評価した。鋼板の化学成分、Ｃｅｑ．、最終板厚、Ｘ１、Ｘ２を表１に、製造条件を表２に、特性評価結果を表３に示す。

降伏応力と引張強さはＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の金属材料引張試験方法により測定した。試験片はＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の金属材料引張試験片とし、板厚６ｍｍ、１５ｍｍの鋼板からは５号試験片、板厚３０ｍｍの鋼板からはｔ／４部から採取した１０号試験片を使用した。試験片は、長手方向が圧延方向と垂直になるように採取した。降伏応力は下降伏応力あるいはオフセット法で算出した０．２％耐力とした。２本の試験を行い、平均値を採用した。

母材靭性は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に記載の金属材料衝撃試験方法により測定した。試験片は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に記載の金属材料衝撃試験片とし、板厚６ｍｍの鋼板は板厚中心部から幅５ｍｍのサブサイズ試験片を、板厚１５ｍｍの鋼板は板厚中心部から幅１０ｍｍの試験片を、板厚３０ｍｍの鋼板はｔ／４部から幅１０ｍｍの試験片を採取した。形状はいずれもＶノッチ試験片とし、ノッチ底のなす線が板厚方向と平行になるように、また試験片の長手方向が圧延方向と平行になるように採取した。試験温度は−５℃とし、３本の試験を行った平均値を採用した。

溶接性評価としては、溶接熱影響部の靱性評価とｙ型溶接割れ試験を実施した。溶接熱影響部靱性はＣＯ₂ ガスシールドアーク溶接で作成した溶接継手からシャルピー試験片を採取して、−５℃における吸収エネルギーを測定した。溶接入熱は３ｋＪ／ｍｍとした。試験片は、溶接のボンド部がシャルピー試験片のノッチ位置に対応するように採取した。３本の衝撃吸収エネルギーの平均値を採用した。ｙ型溶接割れ試験はＪＩＳ Ｚ ３１５８に準拠して実施し、表面割れ率、断面割れ率を測定した。
発明例１〜７は板厚６ｍｍの鋼板を製造したものであり、併せて比較例１〜７も示す。

発明例１は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例１は、発明例１と類似の成分および製造方法であるものの、Ｃ量が本発明の範囲を外れているため、靱性と溶接熱影響部靱性が低い。

発明例２は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例２は、発明例２と類似の成分および製造方法であるものの、Ｓｉ量が本発明の範囲を外れているため、靱性と溶接熱影響部靱性が低い。

発明例３は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例３は、発明例３と類似の成分および製造方法であるものの、加熱温度およびビッカース硬さが本発明の範囲を外れているため、母材の強度と靱性が低い。

発明例４は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例４は、発明例４と類似の成分および製造方法であるものの、仕上圧延の噛込温度および最終パス前温度が本発明の範囲を外れているため、母材の強度と靱性が低い。

発明例５は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例５は、発明例５と類似の成分および製造方法であるものの、Ｐ量が本発明の範囲を外れているため、靱性と溶接熱影響部靱性が低い。

発明例６は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例６は、発明例６と類似の成分および製造方法であるものの、Ｃｒ量が本発明の範囲を外れているため、溶接熱影響部靱性が低い。

発明例７は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚６ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例７は、発明例７と類似の成分および製造方法であるものの、Ｘ２が本発明の範囲を外れているため、溶接性が低い。

発明例８は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚１５ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例８は、発明例８と類似の成分および製造方法であるものの、Ｍｏ量２が本発明の範囲を外れているため、溶接熱影響部靱性が低い。

発明例９は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚１５ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例９は、発明例９と類似の成分および製造方法であるものの、Ａｌ量２が本発明の範囲を外れているため、母材靱性が低い。

発明例１０は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚１５ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例１０は、発明例１０と類似の成分および製造方法であるものの、仕上圧延の最終パス前温度およびフェライトのアスペクト比が本発明の範囲を外れているため、母材靱性が低い。

発明例１１は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚１５ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例１１は、発明例１１と類似の成分および製造方法であるものの、Ｔｉ量が本発明の範囲を外れているため、母材靱性が低い。

発明例１２は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚１５ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例１２は、発明例１２と類似の成分および製造方法であるものの、Ｘ１および仕上圧延の噛込温度が本発明の範囲を外れているため、母材靱性が低い。

発明例１３は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚１５ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例１３は、発明例１３と類似の成分および製造方法であるものの、加熱温度およびフェライトのマイクロビッカース硬さが本発明の範囲を外れているため、母材の強度が低い。

発明例１４は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚１５ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例１４は、発明例１４と類似の成分および製造方法であるものの、Ｓ量およびビッカース硬さが本発明の範囲を外れているため、母材靱性および溶接熱影響部靱性が低い。

発明例１５は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚１５ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例１５は、発明例１５と類似の成分および製造方法であるものの、仕上圧延の噛込温度が本発明の範囲を外れているため、母材靱性が低い。

発明例１６は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚１５ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例１６は、発明例１６と類似の成分および製造方法であるものの、Ｎ量およびフェライトのアスペクト比、仕上圧延の噛込温度、仕上圧延の最終パス前温度が本発明の範囲を外れているため、母材靱性及び溶接熱影響部靱性が低い。

発明例１７は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚１５ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例１７は、発明例１７と類似の成分および製造方法であるものの、Ｎ量が本発明の範囲を外れているため、母材靱性及び溶接熱影響部靱性が低い。

発明例１８は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚１５ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例１８は、発明例１８と類似の成分および製造方法であるものの、Ｖ量が本発明の範囲を外れているため、母材靱性及び溶接熱影響部靱性が低い。

発明例１９は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚１５ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例１９は、発明例１９と類似の成分および製造方法であるものの、仕上圧延の第一パス噛込温度、フェライトのアスペクト比が本発明の範囲を外れているため、母材靱性が低い。

発明例２０は、引張強さ７８０ＭＰａ程度の鋼板で高い靭性を達成するため、本発明で規定した方法で板厚１５ｍｍの鋼板を製造したものである。比較的低いＴｉ量で引張強さ７８０ＭＰａ程度の強度が達成され、母材靱性にも優れている。一方、比較例２０は、発明例２０と類似の成分および製造方法であるものの、Ｘ１およびビッカース硬さ、フェライトのマイクロビッカース硬さが本発明の範囲を外れているため、母材の強度と靱性が低い。
以上の実施例から、本発明により製造された鋼材である発明例１〜２０の鋼板は、引張強さが７８０ＭＰａ程度で、母材靭性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材であることは明白である。

Claims (8)

1. 鋼が、質量％で、
   Ｃ ：０．０４〜０．１２％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．６％、
   Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
   Ｐ ：０．０２％以下、
   Ｓ ：０．０１％以下、
   Ｃｒ：０．１〜１％、
   Ｍｏ：０．１〜１％、
   Ａｌ：０．００１〜０．１％、
   Ｎ ：０．０１％以下、
   Ｔｉ：０．０５〜０．１２％、
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、Ｘ１＝Ｓｉ／３＋Ｍｏ＋Ｃｒ／３−Ｍｎ／３で表されるＸ１が０以上で、Ｘ２＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ２が０．２４以下であり、ビッカース硬さが２４０ＨＶ以上であり、フェライトのマイクロビッカース硬さが２２０ＨＶ以上で、フェライトのアスペクト比が５．０以下であることを特徴とする、靭性、溶接性および生産性に優れた鋼板。
2. 質量％で、さらに、
   Ｎｂ：０．００１〜０．０５％
   Ｖ ：０．００１〜０．１％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に記載の靭性、溶接性および生産性に優れた鋼板。
3. 質量％で、さらに、
   Ｃｕ：０．００５〜１％、
   Ｎｉ：０．０１〜２％、
   Ｂ ：０．０００２〜０．００５％の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または２に記載の靭性、溶接性および生産性に優れた鋼板。
4. 質量％で、さらに、
   ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、
   Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、
   Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、
   Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％の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ないし３のいずれかに記載の靭性、溶接性および生産性に優れた鋼板。
5. 質量％で、
   Ｃ ：０．０４〜０．１２％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．６％、
   Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
   Ｐ ：０．０２％以下、
   Ｓ ：０．０１％以下、
   Ｃｒ：０．１〜１％、
   Ｍｏ：０．１〜１％、
   Ａｌ：０．００１〜０．１％、
   Ｎ ：０．０１％以下、
   Ｔｉ：０．０５〜０．１２％
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、Ｘ１＝Ｓｉ／３＋Ｍｏ＋Ｃｒ／３−Ｍｎ／３で表されるＸ１が０以上で、Ｘ２＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂで表されるＸ２が０．２４以下である鋼片または鋳片を１１００℃以上に加熱した後に粗圧延を行い、その後に第一パス噛込温度を７５０℃以上９５０℃以下、最終パス前の温度を６５０℃以上８５０℃以下とする仕上圧延を行うことを特徴とする、靭性、溶接性および生産性に優れた鋼板の製造方法。
6. 質量％で、さらに、
   Ｎｂ：０．００１〜０．０５％
   Ｖ：０．００１〜０．１％の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項５に記載の靭性、溶接性および生産性に優れた鋼板の製造方法。
7. 質量％で、さらに、
   Ｃｕ：０．００５〜１％、
   Ｎｉ：０．０１〜２％、
   Ｂ ：０．０００２〜０．００５％の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５または６に記載の靭性、溶接性および生産性に優れた鋼板の製造方法。
8. 質量％で、さらに、
   ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、
   Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、
   Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、
   Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％の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５ないし７のいずれかに記載の靭性、溶接性および生産性に優れた鋼板の製造方法。