JP2006233301A

JP2006233301A - 溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板の製造方法

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Publication number: JP2006233301A
Application number: JP2005051846A
Authority: JP
Inventors: Ryuji Muraoka; 隆二村岡; Toshiyuki Hoshino; 俊幸星野; Nobuo Shikauchi; 伸夫鹿内
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2005-02-25
Filing date: 2005-02-25
Publication date: 2006-09-07
Anticipated expiration: 2025-02-25
Also published as: JP4742617B2

Abstract

【課題】多量の合金元素を添加することなく、低コストで製造できる、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、C:0.02以上、0.07%未満、Si:0.01〜0.5%、Mn;0.5〜2.0%、P:0.02%以下、S:0.005%以下、Nb:0.005〜0.07%、V:0.005〜0.1%、Al:0.08%以下、REM:0.001〜0.015%を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、(1)式で表されるCeqが0.38以下である鋼を、1000〜1300℃の温度に加熱し、Ar3温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、5℃/s以上の冷却速度で300〜600℃まで加速冷却を行い、その後直ちに0.5℃/s以上の昇温速度で550〜700℃まで再加熱を行い、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、粒径10nm未満のNbあるいはVを含む微細炭化物が分散析出していることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 (1)
【選択図】図１

Description

本発明は、ラインパイプ、海洋構造物、造船、建築等の分野で使用される、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板の製造方法に関するものである。

溶接鋼構造物の大型化、またコスト削減の観点から、より高強度、高靭性を有する鋼板の需要が高まっている。通常、高強度高靭性鋼板は、焼入れ焼戻し処理や制御圧延・制御冷却を用いる、いわゆるＴＭＣＰにより製造されるが、焼入れ焼戻し処理は時間と手間を要し、製造コスト高である。また、ＴＭＣＰを用いて鋼材の高強度化を行う際には、鋼材への多量の合金元素の添加が必要であり、合金元素添加によるコスト上昇、溶接熱影響部靭性の劣化が問題となる。

そこで、焼入れ焼戻し処理の欠点を補うために、特許文献１や特許文献２には、圧延後そのまま焼入れを行う直接焼入れ技術が開示されている。しかし、焼戻し工程を圧延・冷却ラインと別のラインで行うため従来の形式と大差がなく、製造効率、製造コストの改善には至らない。

一方、特許文献３、特許文献４には、圧延から焼入れ焼戻し処理までを同一ラインで行い、かつ急速加熱で保持時間無しの焼戻し処理を行う技術が開示されている。すべての工程を同一ラインで行うことで製造時間が短縮されるので、製造効率、製造コストが大幅に改善される。また、この技術で製造された鋼材は、急冷によってベイナイトまたはマルテンサイト組織とした後に、急速加熱焼戻しを行うことによって、過飽和に固溶した炭素が微細なセメンタイトとして析出し、さらに保持時間無しの焼戻し処理によりセメンタイトが粗大化しないため、強度靱性に優れている。
特公昭５３−６６１６号公報特公昭５８−３０１１号号公報特許第３０１５９２３号公報特許第３０１５９２４号公報

しかし、特許文献３や特許文献４に記載の技術では、製造効率、製造コストを大幅に改善できるが、高強度の鋼を得るためには、その実施例が示すように、鋼材の炭素含有量を高めるか、あるいはその他の合金元素の添加量を増やす必要があるため、素材コストの上昇を招くだけでなく、溶接熱影響部靭性の劣化が問題となる。このように従来の技術では、多量の合金元素を添加することなく溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板を製造することは困難であった。

従って、本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、多量の合金元素を添加することなく、低コストで製造できる、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供することにある。

このような課題を解決するための本発明の特徴は以下の通りである。

（Ａ）第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０２以上、０．０７％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ａｌ：０．０８％以下、ＲＥＭ：０．００１〜０．０１５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、（１）式で表されるＣｅｑが０．３８以下である鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ_３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃/s以上の冷却速度で３００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行い、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、粒径１０ｎｍ未満のＮｂあるいはＶを含む微細炭化物が分散析出していることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板の製造方法である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ/６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）/１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）/５（１）
（Ｂ）第二の発明は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、第一の発明に記載の溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板の製造方法である。

本発明によれば、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板を、多量の合金元素を添加することなく、低コストで製造することができるので、ラインパイプ、海洋構造物、造船、建築等の溶接構造物に使用する鋼板を、安価で大量に安定して製造することができ、生産性および経済性を著しく高めることができる。

本発明者らは高強度鋼板の溶接熱影響部靭性の改善を目的に、鋼板の製造方法を鋭意検討し、制御圧延後の加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスにおいて、ベイナイト変態途中で再加熱を行うことによって、加速冷却時のベイナイト変態による強化に加え、再加熱時の未変態オーステナイトからのフェライト変態時に析出する微細析出物による析出強化によって、合金元素が少なく低成分系の鋼においても高強度化が可能になるという知見を得た。そして、Ｔｉが無添加でＮｂ、Ｖを含有する鋼を用いることで、微細なＮｂあるいはＶの炭化物の分散析出がＴｉを添加した場合に比べて多量に得られ、またＭｏを複合添加する場合でも、Ｎｂ、ＶとＭｏを含む析出物を分散析出させることによってフェライト相の高強度化が達成できるという知見を得た。

本発明は上記のような、圧延後の加速冷却によって生成したベイナイト相と、その後の再加熱によって生じるＮｂ、Ｖを基本として含有する析出物が分散析出したフェライト相との２相組織を有する高強度鋼板の製造方法に関するものであり、変態強化に加え析出強化を最大限に活用するため、合金元素を多量に添加する必要がなく、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を損なうことなく高強度化が達成できるものである。

以下、本発明の高強度鋼板について詳しく説明する。

（１）金属組織について
まず、本発明の高強度鋼板の金属組織について説明する。
本発明の鋼板の金属組織は実質的にフェライトとベイナイトの２相組織とする。本発明では、加速冷却時のベイナイト変態による変態強化と、加速冷却後の再加熱時にフェライト中に析出する微細析出物による析出強化を複合して活用することにより、合金元素を多量に添加することなく高強度化が可能である。フェライト相は延性に富んでおり、一般的には軟質であるが、本発明では以下に述べる微細な析出物により高強度化を達成できる。

一方で、合金元素を多量に添加しない場合には、加速冷却で得られるベイナイト単相組織だけでは強度不足であるが、析出強化されたフェライト相との２相組織であれば十分な強度を有するものとなる。フェライトとベイナイトとの２相組織に、マルテンサイトやパーライトなどの異なる金属組織が1種または2種以上混在する場合は、強度が低下するため、フェライト相とベイナイト相以外の組織分率は少ない程良い。しかし、フェライト相とベイナイト相以外の組織の体積分率が低い場合は影響が無視できるため、トータルの体積分率で５％以下の他の金属組織を、すなわちマルテンサイト、パーライト等を1種または2種以上含有してもよい。また、強度確保の観点からフェライト分率を５％以上に、母材の靭性確保の観点からベイナイト分率を１０％以上にする事が望ましい。

（２）析出物について
次に、上記のフェライト相内に分散析出する析出物について説明する。

本発明の鋼板では、フェライト相中のＮｂあるいはＶを基本として含有する析出物による析出強化を利用している。Ｎｂ及びＶは鋼中で炭化物を形成する元素であり、ＮｂＣ、ＶＣの析出により鋼を強化することは従来行われているが、本発明では加速冷却後の加熱速度を増加して加熱時のパーライトの生成を抑制し、かつＴｉを添加しないことによりＮｂ、Ｖを基本として含有する複合炭化物を鋼中に多量に微細析出させることにより、大きな強度向上効果が得られることが特徴である。

この従来にない大きな強度向上効果は、従来の工業的に用いられている大気炉での加熱速度よりも高速で加熱することと、従来母材ならびに溶接熱影響部の靭性確保のために添加されているＴｉを添加しないことにより、ＮｂあるいはＶを基本とする炭化物の成長を抑制させ、粒径が１０nm未満の極めて微細な析出物が多量に得られることによるものである。この微細炭化物は主にフェライト相中に析出するが、化学成分、製造条件によってはベイナイト相からも析出し、この場合は更なる強化が可能である。

これら１０ｎｍ未満の析出物の個数は、たとえば降伏強度が４４８ＭＰａ以上の高強度鋼板とするためには、２×１０^３個/μｍ^３以上析出させることが好ましい。析出形態としては、ランダムでも列状でも良く、特に規定されない。また、ＮｂあるいはＶを主体とする炭化物以外の析出物を含有する場合は、ＮｂあるいはＶの炭化物による高強度化の効果を損なわず靭性を劣化させない程度とするが、１０ｎｍ未満の析出物の個数は全析出物の個数の９５％以上であることが好ましい。

さらに、母材ならびに溶接熱影響部の靭性について鋼板成分を鋭意検討した結果、Ｔｉ無添加の場合において適正量のＲＥＭを添加することにより母材ならびに溶接熱影響部の靭性が改善することを見出した。つまり、従来スラブ加熱時ならびに溶接熱影響部での組織粗大化抑制のために活用してきたＴｉを前述のＮｂあるいはＶを含有する微細析出物を多量に析出させるために添加することなく、ＲＥＭを添加したことにより生成する酸硫化物を組織粗大化抑制に活用し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させることが可能である。

本発明において鋼板内に分散析出する析出物である、ＮｂとＶとを主体とする複合炭化物は、以下に述べる成分の鋼に本発明の製造方法を用いて鋼板を製造することにより得ることができる。

（３）化学成分について
次に、本発明の高強度鋼板の化学成分について説明する。以下の説明において％で示す単位

は全て質量％である。

Ｃ：０.０２％以上、０.０７％未満
Ｃは炭化物として析出強化に寄与する元素であるが、０.０２％未満では十分な強度が確保できず、０.０７％以上では靭性を劣化させるため、Ｃ含有量を０.０２％以上、０.０７％未満とする。

Ｓｉ：０.０１〜０.５％
Ｓｉは脱酸のため添加するが、０.０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０.５％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ含有量を０.０１〜０.５％とする。

Ｍｎ：０.５〜２.０％
Ｍｎは強度、靭性のため添加するが、０.５％未満ではその効果が十分でなく、２.０％を超えると溶接性が劣化するため、Ｍｎ含有量を０.５〜２.０％とする。好ましくは、０．５〜１．５％である。

Ｐ：０．０２％以下
Ｐは不純物元素であり靱性を劣化させるため、極力低減することが望ましいが、過度のＰ低減は製造コストの上昇を招くため、Ｐの含有量を０．０２％以下とする。好ましくは、０．０１％以下である。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは不純物元素であり靭性を劣化させるため、極力低減することが望ましいが過度のＳ低減は製造コストの上昇を招くため、Ｓの含有量を０．００５％以下とする。好ましくは、０．００３％以下である。

Ｎｂ：０.００５〜０.０７％
Ｎｂは本発明において重要な元素であり、組織の微細粒化により靭性を向上させ、微細な析出物を形成することにより強度上昇に寄与する。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０７％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量は０.００５〜０.０７％とする。好ましくは、０．０３〜０．０５％である。

Ｖ：０.００５〜０.１％
ＶもＮｂと同様に本発明において重要な元素であり、微細な析出物を形成することにより強度上昇に寄与するが、０.００５％未満では効果がなく、０.１％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖ含有量は０.００５〜０.１％とする。好ましくは、０．００５〜０．０５％である
Ａｌ：０.０８％以下
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０.０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ含有量は０.０８％以下とする。好ましくは、０．０４％以下である。

ＲＥＭ：０．００１〜０．０１５％
ＲＥＭは本発明において重要な元素であり、酸硫化物の形成により組織粗大化を抑制し靭性の向上に寄与するが、０．００１％未満では充分な効果がなく、０．０１５％を超えると母材ならびに溶接熱影響部の靭性が劣化するため、ＲＥＭ含有量は０．００１〜０．０１５％とする。好ましくは０．００３〜０．００８％である。

本発明では鋼板の強度靱性をさらに改善する目的で、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｂの１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｃｕ：０.５％以下
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０.５％を上限とする。

Ｎｉ：０.５％以下
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加するとコスト的に不利になり、また、溶接熱影響部靱性が劣化するため、添加する場合は０.５％を上限とする。

Ｃｒ：０.５％以下
ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であるが、多く添加すると溶接性を劣化するため、添加する場合は０.５％を上限とする。

Ｍｏ：０.０５〜０.５％
Ｍｏは０.０５％以上含有させることで、熱間圧延後冷却時のパーライト変態を抑制しつつ、析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０.５％を超えると溶接熱影響部靭性の劣化を招くことから、添加する場合は、０．０５〜０．５％とする。

Ｂ：０.００５％以下
Ｂは強度上昇、ＨＡＺ靭性改善に寄与する元素であるが、０.００５％を越えて添加すると溶接性を劣化させるため、添加する場合は０.００５％以下とする。

また、溶接性の観点から、強度レベルに応じて下記の式で定義されるＣｅｑの上限を規定することが好ましい。降伏強度が４４８ＭＰａ以上の場合には、Ｃｅｑを０．３２％以下、降伏強度が４８２ＭＰａ以上の場合には、Ｃｅｑを０．３５％以下、降伏強度が５５１ＭＰａ以上の場合には、Ｃｅｑを０．３８％以下にすることで良好な溶接性を確保することが出来る。

Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ/６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）/１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）/５
なお、本発明の鋼材については、板厚１０ｍｍから３０ｍｍ程度の範囲でＣｅｑの板厚依存性はなく、３０ｍｍ程度まで同じＣｅｑで設計することができる。

上記以外の残部は実質的にＦeからなる。残部が実質的にＦeからなるとは、本発明の作用効果を無くさない限り、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれ得ることを意味する。

（４）製造方法について
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。

本発明は、加速冷却時のベイナイト変態による変態強化と、加速冷却後の再加熱時に析出する微細炭化物による析出強化を複合して活用することにより、合金元素を多量に添加することなく高強度化が可能な技術である。本発明では、加速冷却によりベイナイト変態領域まで過冷することにより、その後の再加熱時に温度保持することなくフェライト変態を完了させることが可能である。

図１は、本発明の組織制御方法を概略的に示す図である。Ａｒ_３以上のオーステナイト領域からベイナイト変態領域まで加速冷却することで、未変態オーステナイトとベイナイトの混合組織とする。冷却後、直ちに再加熱することにより、オーステナイトはフェライトに変態し、フェライト相中には微細析出物が分散析出する。一方、ベイナイト相は焼戻されて焼戻しベイナイトとなる。以下、具体的にこの組織制御方法を詳しく説明する。

本発明の高強度鋼板は上記の成分組成を有する鋼を用い、加熱温度：１０００〜１３００℃、圧延終了温度：Ａｒ_３温度以上で熱間圧延を行い、その後５℃/s以上の冷却速度で３００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに１℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行うことで、金属組織をフェライトとベイナイトの２相組織とし、ＮｂあるいはＶを含む微細な炭化物をフェライト相中に分散析出することができる。ここで、温度は鋼板の平均温度とする。

以下に各製造条件について詳しく説明する。

加熱温度：１０００〜１３００℃
加熱温度が１０００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、１３００℃を超えると靭性が劣化するため加熱温度は、１０００〜１３００℃とする。好ましくは、１０５０〜１２００℃である。

圧延終了温度：Ａｒ_３温度以上
Ａｒ_３温度とは、冷却中におけるフェライト変態開始温度を意味し、以下の式（２）で求めることができる。圧延終了温度がＡｒ３温度以下になると、その後のフェライト変態速度が低下するため、再加熱によるフェライト変態時に十分な微細析出物の分散析出が得られず、強度が低下するため、圧延終了温度をＡｒ_３温度以上とする。
Ａｒ_３＝９１０-３１０Ｃ-８０Ｍｎ-２０Ｃｕ-１５Ｃｒ-５５Ｎｉ-８０Ｍｏ（２）
圧延終了後の冷却速度：５℃/s以上
圧延終了後、直ちに５℃/s以上の冷却速度で冷却する。冷却速度が５℃/s未満では冷却時にフェライトを生成するため、ベイナイトによる強化が得られないだけでなく、７００℃以上の高温域でのフェライト変態時に生じた析出物が容易に粗大化するため、十分な強度が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度を５℃/s以上とする。このときの冷却方法については製造プロセスによって任意の冷却設備を用いることが可能である。

冷却停止温度：３００〜６００℃
圧延終了後加速冷却でベイナイト変態域である３００〜６００℃まで急冷することにより、ベイナイト相を生成させ、かつ、ベイナイト変態途中で冷却を停止することによって、未変態のオーステナイトをその後の再加熱時にフェライトに変態させることが可能となる。さらに、過冷却により駆動力が大きくなるため、再加熱過程でのフェライト変態が促進され、短時間の再加熱でフェライト変態を完了させることが可能となる。冷却停止温度が３００℃未満では、ベイナイト変態がほぼ完了するためにその後の再加熱によって十分な量のフェライトが得られないだけでなく、島状マルテンサイトが生成するため再加熱時の微細炭化物の析出が不十分となり、また６００℃を超えるとフェライト変態の駆動力が十分でなく、再加熱時にフェライト変態が完了せずパーライトが析出するため微細炭化物の析出が不十分であり十分な強度が得られないため、加速冷却停止温度を３００〜６００℃とする。確実に島状マルテンサイトの生成を抑制するためには、冷却停止温度を４００℃以上とすることが好ましい。

加速冷却後の昇温速度：０．５℃/s以上、再加熱温度：５５０〜７００℃
加速冷却後直ちに０．５℃/s以上の昇温速度で、５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行う。このプロセスは本発明における重要な製造条件である。フェライト相の強化に寄与する微細析出物は、再加熱時のフェライト変態と同時に析出する。このような微細析出物を得るためには、加速冷却後直ちに５５０〜７００℃の温度域まで再加熱する必要がある。また、再加熱の際には、冷却後の温度より少なくとも５０℃以上昇温することが望ましい。
尚、「その後直ちに」とは、冷却停止後ベイナイト変態が終了するまでの約１０００秒以内、好ましくは１００秒以内に加熱することをいう。

昇温速度が０．５℃/s未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化し、またパーライト変態が生じるため、微細析出物の分散析出が得られず十分な強度を得ることができない。再加熱温度が５５０℃未満ではフェライト変態が進行せずに、ベイナイト変態を生じるため、十分な析出強化が図れず、７００℃を超えると析出物が粗大化し十分な強度が得られないため、再加熱の温度域を５５０〜７００℃に規定する。

再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、フェライト変態が十分に進行するため、微細析出による高い強度が得られる。しかし、確実にフェライト変態を終了させるために、３０分以内の温度保持を行うことができる。３０分を超えて温度保持を行うと、析出物の粗大化を生じ強度低下を招く場合がある。また、再加熱後の冷却過程でもフェライト変態が進行するので、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とする。しかし、フェライト変態を阻害しない程度の早い冷却速度で冷却を行うこともできる。

再加熱を行うための設備
加速冷却後の再加熱を行うための設備として、加速冷却を行うための冷却設備の下流側に加熱装置を設置することができる。加熱装置としては、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉や誘導加熱装置を用いる事が好ましい。誘導加熱装置は均熱炉等に比べて温度制御が容易でありコストも比較的低く、冷却後の鋼板を迅速に加熱できるので特に好ましい。また複数の誘導加熱装置を直列に連続して配置することにより、ライン速度や鋼板の種類・寸法が異なる場合にも、通電する誘導加熱装置の数や供給電力を任意に設定するだけで、昇温速度、再加熱温度を自在に操作することが可能である。

また、本発明の製造方法を実施するための設備の一例を図２に示す。図２に示すように、

圧延ライン１には上流から下流側に向かって熱間圧延機３、加速冷却装置４、インライン

型誘導加熱装置５、ホットレベラー６が配置されている。インライン型誘導加熱装置５

あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機３およびそれに引き続く冷却設備

である加速冷却装置４と同一ライン上に設置する事によって、圧延、冷却終了後迅速に再

加熱処理が行えるので、圧延冷却後の鋼板温度を過度に低下させることなく加熱すること

ができる。

表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｒ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚１９、２５mmの厚鋼板（Ｎｏ.１〜３２）を製造した。

加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。各鋼板（Ｎｏ.１〜３２）の製造条件を表２に示す。

以上のようにして製造した鋼板のミクロ組織を光学顕微鏡により観察した。析出物については、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察し、析出物サイズを測定するとともに、析出物の成分をエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）により分析した。ＮｂあるいはＶを含む析出物サイズが１０nm未満の場合を良好（表２中の記号：Ａ）とし、ＮｂあるいはＶを含む析出物サイズが１０nm以上の場合を目標範囲外（表２中の記号：Ｂ）として示した。また各鋼板の引張特性を測定した。測定結果を表２に併せて示す。引張特性は、圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。引張強度５８０ＭＰａ以上を本発明に必要な強度とした。鋼板母材の靭性は、鋼板のＣ方向に全厚の落下試験片を採取し、落下試験により評価した。-１０℃での延性破面率が８５％以上を良好とした。溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱４０kJ/cmに相当する熱履歴を加えた試験片を用いてシャルピー試験を行った。そして、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００J以上を良好とした。

表２において、本発明例である鋼Ｎｏ.１〜１６はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、引張強度５８０ＭＰａ以上の高強度であり、溶接熱影響部靭性は良好であり、かつ鋼板の組織は、実質的にフェライト＋ベイナイト２相組織であり、ＮｂあるいはＶを含む粒径が１０nm未満の微細な炭化物の析出物が分散析出していた。

Ｎｏ.１７〜２３は、化学成分は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、組織がフェライト＋ベイナイト２相組織にならない場合や、微細炭化物が分散析出しない場合があり、強度不足であった。Ｎｏ.２４〜３２は化学成分が本発明の範囲外であるので、十分な強度が得られないか、母材あるいは溶接熱影響部での靭性が劣っていた。

本発明の高強度鋼板は溶接熱影響部靭性に優れるので、ラインパイプ、海洋構造物、造船、建築等の溶接構造物等に使用する鋼板に広く適用できる。

本組織制御法の加工熱履歴と組織変化を示す図。本発明の製造方法を実施するための製造ラインの一例を示す概略図。

符号の説明

１圧延ライン
２鋼板
３熱間圧延機
４加速冷却装置
５インライン型誘導加熱装置
６ホットレベラー

Claims

質量％で、Ｃ：０．０２以上、０．０７％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ａｌ：０．０８％以下、ＲＥＭ：０．００１〜０．０１５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、（１）式で表されるＣｅｑが０．３８以下である鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃/s以上の冷却速度で３００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行い、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、粒径１０ｎｍ未満のＮｂあるいはＶを含む微細炭化物が分散析出していることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ/６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）/１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）/５（１）
さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる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に記載の溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。