JP5151693B2

JP5151693B2 - 高張力鋼の製造方法

Info

Publication number: JP5151693B2
Application number: JP2008140327A
Authority: JP
Inventors: 大西尾; 知哉藤原
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2008-05-29
Filing date: 2008-05-29
Publication date: 2013-02-27
Anticipated expiration: 2028-05-29
Also published as: JP2009287081A

Description

本発明は、建築、産業機械、建設機械、さらには圧力容器等の産業分野で利用可能な、厚鋼板などの高張力鋼の製造方法に関する。

構造物の高性能化および大型化が進展するのに伴って、高強度鋼板の開発の重要性が高まっている。鋼板強度は添加する合金元素の添加量を増加させることにより達成することができるが、合金元素の増加は一般に溶接施工時の耐溶接割れ性を低下させる。このため、合金元素の添加量を増加させることなく高強度を得ることができる化学組成を有する鋼材およびその製造法について、種々の検討がなされてきた。

たとえば、０．０００３〜０．００２５％程度の微量のＢ添加により、鋼の焼入性が著しく向上することから、耐溶接割れ性の極端な劣化を生じさせることなく、７８０ＭＰａ（７８０Ｎ／ｍｍ^２）以上の引張強さを有する高張力鋼を製造できることが明らかにされている。

例えば、下記の特許文献１にはＢ含有鋼に関して圧延終了温度温度を上げて焼入性を高めるものが、特許文献２にはＢ含有鋼に関して化学組成をMn、Cr、Mo、N、Ti、Zr、Hf含有率からなる式で規定するものが、特許文献３にはＢ含有鋼に関して化学成分をNb、V含有率からなる式で規定するものが、そして、特許文献４にはＢ含有鋼に関してＢ炭窒化物の含有量上限を規定するものが、それぞれ、開示されている。

また、特許文献５には化学組成をMn、Ni、Cu、Mo、Nb、V含有率からなる式で規定するものが、そして、特許文献６には化学組成をC、Mn、Cu、Ni含有率からなる式で規定するものが、それぞれ、開示されている。

特開平9-256049号公報特開2000-160281号公報特開2003-160833号公報特開2004-156095号公報特開2004-323917号公報特開2004-312916号公報

しかしながら、上述した特許文献で開示されている高張力鋼は、いずれも合金元素の添加量を減らして焼入性を減少させた場合に、溶接継手強度に及ぼす影響についての配慮がない。

さらに、特許文献１では未再結晶域の圧下による組織微細化による靭性向上が不十分である。特許文献２では焼入性に有効なCu、Niへの配慮が不十分である。特許文献４ではＢ炭窒化物の含有量を抑制することを開示するのみであり、有効Ｂ量へ掘り下げての検討がなされていない。そして、特許文献５および６では、CuおよびNiへの依存度が高いため、コスト高となる。

本発明の目的は、高価な合金元素の添加量を抑制し、安定かつ大量に生産することが可能であり、そして、優れた母材特性と耐溶接割れ感受性を備えるとともに、良好な溶接継手特性を示す、７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する高張力鋼の製造方法を提供することにある。

本発明者らは、高張力鋼の母材特性と耐溶接割れ性を劣化させることなく、溶接熱影響部靭性を向上させる方法について、合金成分および製造方法を含めた種々の観点から、鋭意研究を行った。

まず、７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する高張力鋼の合金元素の種類とその含有量を種々に変化させて、溶接入熱量４０ｋＪ／cｍの多層溶接を行い、その溶接継手部の靭性、強度及び断面硬度を調査した。その結果、溶接部において靭性が最も低下するのは溶融線近傍であった。また、溶融線近傍では硬度が大きく低下していた。そして、硬度の低下が著しい、または硬度の低下域が広い場合には、得られる溶接継手は７８０ＭＰａを下回る引張強さであった。これは、溶融線近傍では焼入性が低下し、強度及び靭性に劣る上部ベイナイト組織が生成するためであると思われる。

次に、含有量を変化させた合金元素の種類とその含有量及び溶接継手部の特性の関係を鋭意調査した結果、溶融線近傍での焼入性の低下を抑制し、優れた溶接継手特性を得るためには、焼入性の指数である焼入性指数DIを高めることに加えて、Nb添加量および有効B量を調整することで、所望の引張強さ及び溶接継手引張強さを得ることができ、さらに、C量、S量及びNb量を調整することで所望の溶接継手靭性を得ることができるとの知見を得た。

すなわち、(a) 焼入性指数DIを高めることに加え、適量のNbを添加し、有効B量を確保することで、母材強度が高まる。(b) 焼入性指数DIを高めることに加え、適量のNbを添加することで、継手引張強度が高まる。(c) 焼入性指数DIを高めることに加え、C量及びS量を抑制し、Nb量を調整することで、溶融線位置での靭性が高まる。

ここで、これらの知見を、それぞれ詳細に考察してみる。

(a) 焼入性指数DIを高めることに加え、適量のNbを添加し、有効B量を確保することで、母材強度が高まることについて
焼入性指数DIは理想臨界直径の近似式の一つでありこれを高めることにより、熱間圧延後の直接焼入れにおいて焼入性を高める。Nbは特に熱間圧延後の直接焼入れにおいて変態点を下げ、焼入性を高める効果があり、焼入性指数DIが不足する場合にこれを補うことが出来る。なお、有効BとはNと結合していない固溶Bを指しており、熱間圧延後の直接焼入れにおける焼入性の向上に有効である。

(b) 焼入性指数DIを高めることに加え、適量のNbを添加することで、継手引張強度が高まることについて
焼入性指数DIとNbについては、母材強度に関して述べた効果に加え、下記の作用がある。

焼入性指数DIを高めることにより、溶融線や溶接熱影響部で比較的冷却速度の小さい場合にも焼入性向上に有効である。Nbは回復・再結晶遅滞効果により溶接熱影響部の軟化抵抗を高めるのに有効であり、焼入性指数DIが不足する場合にこれを補うことができる。

(c) 焼入性指数DIを高めることに加え、C量及びS量を抑制し、Nb量を調整することで、溶融線位置での靭性が高まることについて
継手引張強度の向上の場合と同じく、焼入性指数DIを高め焼入性を高めることで、靭性の劣化を抑制することができる。C、Sは靭性を劣化させる元素であり、特に溶融線位置での靭性を高めるためには、C量、S量を抑制するのがよい。Nbは回復・再結晶遅滞効果により、結晶粒が粗大化し靭性が劣化することを抑制する効果があるが、過剰な添加は結晶粒界へ炭化物として析出し靭性を劣化させるため、適宜添加量を調整するのがよい。ここで有効Bによる焼入性向上が有効でないのは、溶融線では溶接時にTiNの再固溶が起こり、その結果、有効Bが喪失され焼入性が低下するためである。

本発明は、これらの知見に基づいて、完成したものであるが、その目標特性は７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する高張力鋼である。具体的には、鋼材の1/4板厚位置から圧延方向に平行に採取した2mmVノッチシャルピー衝撃試験片による-20℃でのシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上、溶接入熱量４０ｋＪ／ｃｍの多層突き合わせ溶接を行って得た継手から採取した、JIS Z 3121に規定される1号引張試験片による継手引張強さが７８０ＭＰａ以上、継手の1/4板厚から2mmVノッチシャルピー衝撃試験片をそのノッチ位置を溶融線に合わせて採取して得た０℃でのシャルピー吸収エネルギーが７０Ｊ以上とした。

そして、後述するとおり、この目標特性を有する高張力鋼は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：０．１〜２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｎ：０．００６％以下並びに残部Ｆｅおよび不純物を含有し、溶接割れ感受性を示す指数である溶接割れ感受性指数Pcmが０．２３以下であり、かつ、次の(1)式〜(3)式のいずれをも満足させることによって得られることが分かった。
680×Nb(%)＋12000×［B(%)−10.8／14.1×（N(%)−Ti(%)／3.4）］＋DI≧82・・・(1)式
3390×Nb(%)＋DI≧125・・・(2)式
5800×C(%)＋76400×S(%)＋3190×｜Nb(%)−0.013｜−DI≦410・・・(3)式
ただし、(1)式の計算に際して、(N(%)−Ti(%)／3.4)の数値が負となる場合にはその負の値ではなくゼロを代入し、そして、［B(%)−10.8／14.1×（N(%)−Ti(%)／3.4）］の数値が負となる場合にはその負の値ではなくゼロを代入する。

なお、DIとPcmはそれぞれ、次の(4)式および(5)式で定義される。
DI＝0.311×√C(%)×［1＋0.64×Si(%)］×［1＋4.1×Mn(%)］×［1＋0.27Cu(%)］×［1＋0.52×Ni(%)］×［1＋2.33×Cr(%)］×［1＋3.14×Mo(%)］×25.4・・・(4)式
Pcm＝C(%)＋Si(%)／30＋Mn(%)／20＋Cu(%)／20＋Ni(%)／60＋Cr(%)／20＋Mo(%)／15＋V(%)／10＋5×B(%)・・・(5)式
また、(1)式〜(5)式の中の各元素記号(%)は各元素の含有量（質量％）を示す。

なお、この高張力鋼は、質量％で、さらに、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：０．６％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下のうちの１種又は２種以上の成分を含有してもよい。

次に、この目標特性を有する高張力鋼は、上記の化学組成を有する鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱し、９００℃以下の温度域での累積圧下率が５０％以上となるように熱間圧延した後熱間多段拘束ローラにて平坦矯正を行って直ちに急冷し、表面温度が３００℃以下に達した時点で急冷を停止し、以後室温まで放冷することによって、製造することができる。あるいは、室温まで放冷した後、さらに６００℃以下の温度で焼戻してもよい。焼入性指数DIを高めることに加えて、含有成分を調整した鋼片を用い、一定の条件下において熱間圧延後、焼入れを行うことで組織制御を行い、必要な引張強度を得ることができる。

本発明は、これらの知見に基づいて、完成したものであり、その要旨は次の（１）〜（６）の７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力鋼の製造方法にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：０．１〜２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｎ：０．００６％以下残部Ｆｅおよび不純物を含有し、溶接割れ感受性指数Pcmが０．２３以下であり、かつ次の(1)式〜(3)式のいずれをも満足する化学組成の鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱し、９００℃以下の温度域での累積圧下率が５０％以上となるように熱間圧延した後熱間多段拘束ローラにて平坦矯正を行って直ちに急冷し、表面温度が３００℃以下に達した時点で急冷を停止し、以後室温まで放冷することを特徴とする、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力鋼の製造方法。
680×Nb(%)＋12000×［B(%)−10.8／14.1×（N(%)−Ti(%)／3.4）］＋DI≧82・・・(1)式
3390×Nb(%)＋DI≧125・・・(2)式
5800×C(%)＋76400×S(%)＋3190×｜Nb(%)−0.013｜−DI≦410・・・(3)式
ただし、(1)式の計算に際して、(N(%)−Ti(%)／3.4)の数値が負となる場合にはその負の値ではなくゼロを代入し、そして、［B(%)−10.8／14.1×（N(%)−Ti(%)／3.4）］の数値が負となる場合にはその負の値ではなくゼロを代入する。
なお、DIとPcmはそれぞれ、次の(4)式および(5)式で定義される。
DI＝0.311×√C(%)×［1＋0.64×Si(%)］×［1＋4.1×Mn(%)］×［1＋0.27Cu(%)］×［1＋0.52×Ni(%)］×［1＋2.33×Cr(%)］×［1＋3.14×Mo(%)］×25.4・・・(4)式
Pcm＝C(%)＋Si(%)／30＋Mn(%)／20＋Cu(%)／20＋Ni(%)／60＋Cr(%)／20＋Mo(%)／15＋V(%)／10＋5×B(%)・・・(5)式
また、(1)式〜(5)式の中の各元素記号(%)は各元素の含有量（質量％）を示す。

（２）上記（１）に規定する成分に加えて、質量％で、さらにＮｉ：２％以下を含有する鋼片を用いることを特徴とする、上記（１）の７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力鋼の製造方法。

（３）上記（１）または（２）に規定する成分に加えて、質量％で、さらにＣｕ：０．６％以下およびＺｒ：０．０５％以下のうちの１種又は２種の成分を含有する鋼片を用いることを特徴とする、上記（１）または（２）の７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力鋼の製造方法。

（４）上記（１）〜（３）のいずれかに規定する成分に加えて、質量％で、さらにＭｏ：１％以下およびＶ：０．１％以下のうちの１種又は２種の成分を含有する鋼片を用いることを特徴とする、上記（１）〜（３）のいずれかの７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力鋼の製造方法。

（５）上記（１）〜（４）のいずれかに規定する成分に加えて、質量％で、さらにＣａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下のうちの１種又は２種以上の成分を含有する鋼片を用いることを特徴とする、上記（１）〜（４）のいずれかの７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力鋼の製造方法。

（６）室温まで放冷した後、さらに600℃以下の温度で焼戻すことを特徴とする、上記（１）〜（５）のいずれかの７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力鋼の製造方法。

本発明によれば、優れた母材特性と耐溶接割れ感受性を備えるとともに、良好な溶接継手特性を示す、７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する高張力鋼を、高価な合金元素の添加量を抑制して、安定かつ大量に生産することが可能となる。

（Ａ）高張力鋼の化学組成について
以下に、本発明に係る高張力鋼の各化学組成およびそれぞれの含有量並びにPcmおよび(1)式〜(3)式の規定理由をその作用効果とともに説明する。なお、含有量に関する「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０３〜０．１％
Ｃは、鋼板の強度を確保する目的で添加する。その含有量が０．０３％未満では焼入性が不足して所望の７８０ＭＰａの引張強度（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、2mmVノッチシャルピー衝撃試験片を用いた-20℃での衝撃試験における吸収エネルギーが70J以上という、強度と靱性を確保する上で、Ｃは０．０３％以上含有させることが必要である。一方、その含有量が０．１％を超えると、母材の靱性が低下するだけでなく、溶接熱影響部の硬度が上昇して溶接割れ感受性が高くなる。したがって、Ｃの含有量を０．０３〜０．１％とした。なお、Ｃ含有量の上限は０．０７％とすることが望ましい。また、Ｃ含有量の下限は０．０５％とすることが望ましい。

Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは添加しなくてもよい。ただし、添加すれば鋼を脱酸する効果がある。しかし、その含有量が０．５％を超えると、母材及び溶接熱影響部の硬度を著しく上昇させる島状マルテンサイトの局所的な生成を誘発して靱性の劣化を招く。したがって、Ｓｉの含有量の上限を０．５％とする必要がある。Ｓｉ含有量の上限は０．３％とすることが望ましい。なお、この効果を確実に得るには、Ｓｉは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。より好ましくは、０．０３％以上である。

Ｍｎ：０．４〜２．５％
Ｍｎは、鋼板の焼入性を向上させ、強度を高めるために添加する元素であり、その含有量が０．４％未満では所望の強度を確保することが困難となる。一方、２．５％を超えて含有させると、溶接低温割れの発生頻度が高くなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．４〜２．５％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．７〜２％とすることが好ましい。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。０．０３％を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるのみならず、溶接時に高温割れを招くため０．０３％以下とする必要がある。

Ｓ：０．００８％以下
Ｓは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。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。このため、上限を０．００８％とする。Ｓ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。

Ｃｒ：０．１〜２％
Ｃｒは、主として焼入性の向上を通じて鋼板の強度を高める作用を有する。この効果を得るためには、Ｃｒは０．１％以上の含有量とする必要がある。しかし、その含有量が２％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０．１〜２％とした。

Ｎｂ：０．００５〜０．０６％
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。更に、析出したＮｂ炭窒化物は圧延によって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。その含有量が０．００５％未満ではこれらの効果が十分に得られない。一方、０．０６％を超えて含有させると、溶接時の割れ性が劣化してしまうので、Ｎｂの含有量の上限は０．０６％とする必要がある。Ｎｂ含有量の上限は０．０３％とすることが望ましい。したがって、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．０６％とした。

Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、オーステナイト粒の微細化、固溶Ｎの固定による有効Ｂ量確保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不十分となる。一方、０．０３％を超えて含有させると、母材靱性や溶接熱影響部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。

Ｂ：０．０００３〜０．００２５％
Ｂは、鋼に微量固溶することで焼入性を向上させるので、板厚中心部まで十分な強度を確保することが可能になる。しかし、その含有量が０．０００３％未満ではこの効果が十分には得られず、０．００２５％を超えると母材靱性及び溶接熱影響部靱性の大幅な劣化を招く。したがって、Ｂの含有量を０．０００３〜０．００２５％とした。

Ａｌ：０．００５〜０．０８％
Ａｌは脱酸及び組織微細化の作用を有する。この効果を得るためには、Ａｌは０．００５％以上の含有量とする必要がある。しかし、その含有量が０．０８％を超えると溶接熱影響部の靱性が劣化することに加えて、熱処理を行って組織を微細化させても靱性の低下を招く。したがって、Ａｌの含有量を０．００５〜０．０８％とした。なお、Ａｌの含有量は０．０３〜０．０６％とすることが望ましい。ここで、本発明でいう「Ａｌ」量とは、いわゆる「ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）」量を指す。

Ｎ：０．００６％以下
Ｎは鋼中に不可避的不純物として存在し、母材及び溶接熱影響部の靱性を低下させてしまう。特にその含有量が０．００６％を超えると、母材及び溶接熱影響部の靱性低下が著しい。したがって、Ｎの含有量を０．００６％以下とした。

Pcm：０．２３％以下
Pcmは、溶接割れ感受性を示す指数であり、(5)式で示される。この値が低いほど、溶接予熱温度を低くして割れを生じさせることなく溶接を行うことができる。一般に、鉄骨建築構造物の施工現場での溶接による組立の際に、予熱処理を行うことは実際上不可能である。Pcmを０．２3％以下に抑えておけば、予熱なしでも溶接割れを生じさせることなく溶接することができる。
Pcm＝C(%)＋Si(%)／30＋Mn(%)／20＋Cu(%)／20＋Ni(%)／60＋Cr(%)／20＋Mo(%)／15＋V(%)／10＋5×B(%)・・・(5)式
なお、(5)式中の各元素記号(%)は各元素の含有量（質量％）を示す。

(1)式: ８２以上
下記に示す(1)式は、鋼材の母材強度を発現する効果について、各合金元素の寄与を総合的に調査して決定した式であり、この値が８２以上のときに母材強度及び継手強度が７８０ＭＰａ以上となる。ここで、Ｂの関わる項は、Ｂ窒化物として結合していない量を算出することで有効Ｂ量を導き、これによる母材強度への寄与度を具体的に示している。
680×Nb(%)＋12000×［B(%)−10.8／14.1×（N(%)−Ti(%)／3.4）］＋DI≧82・・・(1)式
ただし、(1)式の計算に際して、(N(%)−Ti(%)／3.4)の数値が負となる場合にはその負の値ではなくゼロを代入し、そして、［B(%)−10.8／14.1×（N(%)−Ti(%)／3.4）］の数値が負となる場合にはその負の値ではなくゼロを代入する。
なお、(1)式中の各元素記号(%)は各元素の含有量（質量％）を示す。

(2)式: １２５以上
下記に示す(2)式は、鋼材に所定の溶接を行った継手の溶接熱影響部の軟化を抑制して継手強度を発現する効果について、各合金元素の寄与を総合的に調査して決定した式であり、この値が１２５以上のときに母材強度及び継手強度が７８０ＭＰａ以上となる。
3390×Nb(%)＋DI≧125・・・(2)式
ここで、DIは次の(4)式で定義される。
DI＝0.311×√C(%)×［1＋0.64×Si(%)］×［1＋4.1×Mn(%)］×［1＋0.27Cu(%)］×［1＋0.52×Ni(%)］×［1＋2.33×Cr(%)］×［1＋3.14×Mo(%)］×25.4・・・(4)式
なお、(2)式および(4)式の中の各元素記号(%)は各元素の含有量（質量％）を示す。

(3)式: ４１０以下
下記に示す(3)式は、鋼材に所定の溶接を行った継手の溶融線上より採取した2mmVノッチシャルピー衝撃試験片の0℃での衝撃吸収エネルギーについて、各合金元素の寄与を総合的に調査して決定した式であり、この値が４１０以下のときに衝撃吸収エネルギーが７０Ｊ以上となる。
5800×C(%)＋76400×S(%)＋3190×｜Nb(%)−0.013｜−DI≦410・・・(3)式
ここで、DIは次の(4)式で定義される。
DI＝0.311×√C(%)×［1＋0.64×Si(%)］×［1＋4.1×Mn(%)］×［1＋0.27Cu(%)］×［1＋0.52×Ni(%)］×［1＋2.33×Cr(%)］×［1＋3.14×Mo(%)］×25.4・・・(4)式
なお、(3)式および(4)式の中の各元素記号(%)は各元素の含有量（質量％）を示す。

本発明に係る高張力鋼は、必要に応じて、上記の合金成分のほか、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの中から選んだ１種以上をさらに含有してもよい。

Ｎｉ:２％以下
Ｎｉは任意添加元素である。添加すれば、溶接性や靱性を高める効果がある。したがって、これらの効果を得たい場合には、必要に応じて、Ｎｉを添加してもよい。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ため、経済性の観点から、低く抑えることが好ましく、その含有量を２％以下とする。経済性の観点からは、Ｎｉ含有量の上限は０．６％とすることが望ましく、０．４％とすれば一層好ましい。なお、Ｎｉの添加効果を確実に得るためには、Ｎｉは０．１％以上の含有量とすることが好ましい。

Ｃｕ: ０．６％以下
Ｃｕは任意添加元素である。添加すれば、焼入性を向上させて強度を高める効果がある。したがって、この効果を得たい場合には、必要に応じて、Ｃｕを添加してもよい。しかし、その含有量が０．６％を超えると、強度上昇効果よりも靱性や溶接性を劣化させる効果の方が著しくなってしまうので、Ｃｕの含有量の上限は０．６％とする必要がある。Ｃｕ含有量の上限は０．４％とすることが望ましい。なお、Ｃｕの添加効果を確実に得るためには、Ｃｕの含有量は０．１５％以上とすることが望ましい。

Ｚｒ: ０．０５%以下
Ｚｒは任意添加元素である。添加すれば、鋼中で微細窒化物を分散析出し、強度を向上させる効果がある。したがって、この効果を得たい場合には、必要に応じて、Ｚｒを添加してもよい。しかし、その含有量が０．０５％を超えると、粗大析出物を形成し、靭性を劣化させるので、Ｚｒの含有量の上限は０．０５％とする必要がある。なお、Ｚｒの添加効果を確実に得るためには、Ｚｒの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。

Ｍｏ: １％以下
Ｍｏは任意添加元素である。添加すれば、焼入性及び焼戻し軟化抵抗を向上させる効果がある。したがって、この効果を得たい場合には、必要に応じて、Ｍｏを添加してもよい。しかし、その含有量が１％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ので、Ｍｏの含有量の上限は１％とする必要がある。なお、Ｍｏの添加効果を確実に得るためには、Ｍｏの含有量は０．２％以上とすることが望ましい。

Ｖ：０．１％以下
Ｖは任意添加元素である。添加すれば、焼戻し軟化抵抗を増大させて、高温での焼戻しを可能とすることにより、強度及び靱性の向上に寄与する効果がある。したがって、この効果を得たい場合には、必要に応じて、Ｖを添加してもよい。しかし、その含有量が０．１％を超えると靱性が劣化するので、Ｖの含有量の上限は０．１％とする必要がある。Ｖの含有量の上限は０．０５％とすることが望ましい。なお、Ｖの添加効果を確実に得るためには、Ｖの含有量は０．０１％以上とすることが望ましい。

Ｃａ: ０．００４%以下
Ｃａは任意添加元素である。添加すれば、Ｃａは鋼中のＳと反応して溶鋼中で酸・硫化物（オキシサルファイド）を形成し、この酸・硫化物はＭｎＳなどと異なって圧延加工で圧延方向に伸びることがなく圧延後も球状であるため、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする溶接割れや水素誘起割れを抑制する効果がある。したがって、これらの効果を得たい場合には、必要に応じて、Ｃａを添加してもよい。しかし、その含有量が０．００４％を超えると靱性の劣化を招くことがあるので、Ｃａの含有量の上限は０．００４％とする必要がある。なお、Ｃａの添加効果を確実に得るためには、Ｃａの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。

Ｍｇ: ０．００２%以下
Ｍｇは任意添加元素である。添加すれば、ＭｇはＭｇ含有酸化物を生成し、ＴｉＮの発生核となり、ＴｉＮを微細分散させる効果を持つ。したがって、これらの効果を得たい場合には、必要に応じて、Ｍｇを添加してもよい。しかし、その含有量が０．００２％を超えると、酸化物が多くなりすぎて延性低下をもたらすので、Ｍｇの含有量の上限は０．００２％とする必要がある。なお、Ｍｇの添加効果を確実に得るためには、Ｍｇの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。

ＲＥＭ: ０．００２%以下
ＲＥＭ（希土類元素）は任意添加元素である。添加すれば、ＲＥＭは溶接熱影響部の組織の微細化や、Ｓの固定に寄与する効果がある。したがって、これらの効果を得たい場合には、必要に応じて、ＲＥＭを添加してもよい。ＲＥＭは、反面、介在物となって清浄度を低下させる作用を有するが、ＲＥＭの添加によって形成される介在物は、比較的靱性劣化への影響が小さいため、０．００２％以下であれば含有させても母材の靱性の低下は許容できるので、ＲＥＭの含有量の上限は０．００２％とする。なお、ＲＥＥＭの添加効果を確実に得るためには、ＲＥＭの含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。

ここで、本発明でいう「ＲＥＭ」は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。

（Ｂ）高張力鋼の製造条件について
以下に、本発明に係る高張力鋼の製造条件を上記のように規定する理由を作用効果とともに説明する。

（Ｂ−１）鋼片の加熱温度について
鋼片の加熱温度は１０００〜１２００℃とする。これは、鋼片全体の組織を均一にオーステナイト化するために必要な温度であり、１０００℃未満では加熱時に均一なオーステナイト粒を得ることができない。しかし、１２００℃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ため、加熱温度は１２００℃以下とする必要がある。

（Ｂ−２）熱間圧延について
「圧延後直接焼入れ」して組織を微細化するためには未再結晶温度域で適正量の圧下（加工）を加える必要がある。これは、オーステナイトの再結晶温度域で圧下してもオーステナイト粒内に格子欠陥が蓄積されないので、圧延後に急冷しても組織の微細化が生じないからである。又、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るので、圧延後に急冷しても組織の微細化が生じないからである。

本発明が対象とする前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼の場合、その未再結晶温度域は９００℃以下であり、この温度域で累積圧下率が５０％以上となる圧下を行った場合に初めて「圧延後直接焼入れ」した組織を微細化できる。したがって、上記（Ｂ−１）項に記載の温度域の温度に加熱した鋼片を熱間圧延して鋼板にするに際して、９００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％以上とした。５０％以上の累積圧下を加える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７５０℃とするのがよい。なお、９００℃以下の温度域での累積圧下率が５０％以上でありさえすればよいので、９００℃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良い。

本発明でその後に続く「圧延後直接焼入れ」の前に熱間多段拘束ローラにて平坦矯正を行う。このような工程を行うのは、この温度域でひずみを加えることで熱間圧延直後の過剰に扁平な結晶粒を整粒化し、その後の「直接焼入れ」での焼入性を高めるためであり、また、高強度鋼であるために、熱間圧延直後の鋼材が高い温度を保っているうちの方が、その後の「圧延後直接焼入れ」後の室温あるいは更にその後の「焼戻し」時より、機械荷重を著しく抑制することができ、極めて効率的であるためである。

（Ｂ−３）「圧延後直接焼入れ」のための急冷について
熱間圧延後は直ちに急冷を行うが、その急冷の停止温度を適正に制御することが極めて重要である。急冷を停止する被処理材の表面温度が３００℃を超える場合には強度確保に必要なマルテンサイト変態が不十分となり強度が低下すると同時に靱性も劣化してしまう。したがって、被処理材の表面温度が３００℃以下の温度域の温度に達した時点で急冷を停止し、以後室温まで放冷することとした。

なお、熱間圧延後「直ちに」鋼板を急冷するとは、圧延後の鋼板を再加熱することなく水や油などの冷媒によって「圧延後直接焼入れ」することをいう。又、「放冷」とは、大気中での自然冷却を指す。

（Ｂ−４）焼戻しについて
「圧延後直接焼入れ」後、必要に応じて鋼板に焼戻しを施すことで、優れた強度と靱性のバランスを確保してもよい。ただし、この焼戻し温度が６００℃を超えると強度が著しく低下し、引張強度７８０ＭＰａ以上という所望の強度を確保することが困難となる。したがって、鋼板に焼戻しを施す際の焼戻し温度は６００℃以下とした。

表１に示す化学組成の鋼片を溶製し、熱間鍛造および制御圧延を行って、１６０ｍｍ幅、１０００ｍｍ長の鋼板を作製し、一部の鋼種については焼戻しを行った。なお、鋼片の加熱温度、９００℃以下の累積圧下率、仕上げ板厚、直接焼入れ停止温度および焼戻し温度は表２に示した。

各鋼板それぞれついて、平行部直径14mm標点距離50mmの丸棒引張試験片を、板厚25mmの供試鋼は1/2板厚位置から、板厚60mmの供試鋼（試験No.28）は1/4板厚位置から、2mmVノッチシャルピー衝撃試験片を1/4板厚位置から、それぞれ圧延方向に平行に採取し、母材の機械的性質を調査した。

さらに、一部の供試鋼について、表３の条件で多層突き合わせ溶接を行い、JIS Z 3121に規定される1号引張試験片、溶接金属からJIS Z 2111に規定されるA2号引張試験片、1/4板厚から2mmVノッチシャルピー衝撃試験片をそのノッチ位置を溶融線に合わせて採取し、継手の機械的性質を調査した。なお、溶接条件を表３に示す。

母材、継手の機械的性質を調査した結果を表４に示す。

表４に示す結果から分かる通り、化学組成が本発明で規定する条件から外れると、母材強度、継手強度および継手靭性のうち、少なくとも一つは目標特性を満足しない。特に、鋼Ｇは目標母材強度７８０ＭＰａを満足するにも拘わらず目標継手強度７８０ＭＰａを満足しないが、このときの溶接金属の強度は目標継手強度７８０ＭＰａを十分満足しており、母材が溶接熱影響により軟化したために継手強度を満足できないことを示すものである。

本発明に係る高張力鋼は、優れた母材特性と耐溶接割れ感受性を備えるとともに、良好な溶接継手特性を示すだけでなく、７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：０．１〜２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｎ：０．００６％以下、残部Ｆｅおよび不純物を含有し、溶接割れ感受性指数Pcmが０．２３以下であり、かつ次の(1)式〜(3)式のいずれをも満足する化学組成の鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱し、９００℃以下の温度域での累積圧下率が５０％以上となるように熱間圧延した後熱間多段拘束ローラにて平坦矯正を行って直ちに急冷し、表面温度が３００℃以下に達した時点で急冷を停止し、以後室温まで放冷することを特徴とする、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力鋼の製造方法。
680×Nb(%)＋12000×［B(%)−10.8／14.1×（N(%)−Ti(%)／3.4）］＋DI≧82・・・(1)式
3390×Nb(%)＋DI≧125・・・(2)式
5800×C(%)＋76400×S(%)＋3190×｜Nb(%)−0.013｜−DI≦410・・・(3)式
ただし、(1)式の計算に際して、(N(%)−Ti(%)／3.4)の数値が負となる場合にはその負の値ではなくゼロを代入し、そして、［B(%)−10.8／14.1×（N(%)−Ti(%)／3.4）］の数値が負となる場合にはその負の値ではなくゼロを代入する。
なお、DIとPcmはそれぞれ、次の(4)式および(5)式で定義される。
DI＝0.311×√C(%)×［1＋0.64×Si(%)］×［1＋4.1×Mn(%)］×［1＋0.27Cu(%)］×［1＋0.52×Ni(%)］×［1＋2.33×Cr(%)］×［1＋3.14×Mo(%)］×25.4・・・(4)式
Pcm＝C(%)＋Si(%)／30＋Mn(%)／20＋Cu(%)／20＋Ni(%)／60＋Cr(%)／20＋Mo(%)／15＋V(%)／10＋5×B(%)・・・(5)式
また、(1)式〜(5)式の中の各元素記号(%)は各元素の含有量（質量％）を示す。
請求項１に規定する成分に加えて、質量％で、さらにＮｉ：２％以下含有する鋼片を用いることを特徴とする、請求項１に記載の７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力鋼の製造方法。
請求項１または２に規定する成分に加えて、質量％で、さらにＣｕ：０．６％以下およびＺｒ：０．０５％以下のうちの１種又は２種の成分を含有する鋼片を用いることを特徴とする、請求項１または２に記載の７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力鋼の製造方法。
請求項１から３までのいずれかに規定する成分に加えて、質量％で、さらにＭｏ：１％以下およびＶ：０．１％以下のうちの１種又は２種の成分を含有する鋼片を用いることを特徴とする、請求項１または２に記載の７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力鋼の製造方法。
請求項１から４までのいずれかに規定する成分に加えて、質量％で、さらにＣａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００２％以下およびＲＥＭ：０．００２％以下のうちの１種又は２種以上の成分を含有する鋼片を用いることを特徴とする、請求項１または２に記載の７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力鋼の製造方法。
室温まで放冷した後、さらに６００℃以下の温度で焼戻すことを特徴とする、請求項１から５までのいずれかに記載の７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力鋼の製造方法。