(57)【要約】【課題】耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる高強度厚鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．２０％以上、０．２６％以下、Ｓｉ：０．０３％以上、０．５％以下、Ｍｎ：０．１％以上、０．８％未満、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５％以上、２．０％以下、Ｍｏ：０．１％以上、０．５％以下、Ｖ：０．１０％超、０．３０％以下、Ａｌ：０．０１％以上、０．１５％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００３０％以下、Ｎ：０．００６％以下を含み、Ｐｃｍが０．３９％以下であることを満たす成分組成を有し、マルテンサイト組織分率が９０％以上であり、降伏強度が１３００ＭＰａ以上であり、引張強度が１４００ＭＰａ以上、１６５０ＭＰａ以下であることを特徴とする、耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる高強度厚鋼板およびその製造方法。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．２０％以上、０．２６％以下、
Ｓｉ：０．０３％以上、０．５％以下、
Ｍｎ：０．１％以上、０．８％未満、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０．５％以上、２．０％以下、
Ｍｏ：０．１％以上、０．５％以下、
Ｖ：０．１０％超、０．３０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、０．１５％以下、
Ｂ：０．０００３％以上、０．００３０％以下、
Ｎ：０．００６％以下
を含み、その他Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記Ｐｃｍが０．３９％以下であることを満たす成分組成を有し、マルテンサイト組織分率が９０％以上であり、降伏強度が１３００ＭＰａ以上であり、引張強度が１４００ＭＰａ以上、１６５０ＭＰａ以下であることを特徴とする耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる高強度厚鋼板。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］はそれぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％である。
【請求項２】
質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．１％以上、０．５％以下、
Ｎｉ：０．１％以上、２．０％以下、
Ｎｂ：０．００３％以上、０．１０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０５％以下
のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる厚鋼板。
【請求項３】
請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する鋼片または鋳片を１１００℃以上に加熱し、熱間圧延を行って板厚４．５ｍｍ以上、２５ｍｍ以下の厚鋼板とし、直ちに６００℃から３００℃までの板厚中心部における平均冷却速度が２０℃／ｓｅｃ以上となる冷却条件で２００℃以下まで加速冷却を行うか、または該厚鋼板をＡｃ３変態点＋２０℃以上の温度に再加熱した後に、６００℃から３００℃までの板厚中心部における平均冷却速度が２０℃／ｓｅｃ以上となる冷却条件で２００℃以下まで加速冷却を行い、さらにその後４００℃以上、５００℃以下の温度範囲で焼戻し熱処理を行うことを特徴とする、耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる高強度厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、建設機械や産業機械の構造部材に用いられる耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる降伏強度１３００ＭＰａ以上で、かつ引張強度１４００ＭＰａ以上の高強度で、板厚４．５ｍｍ以上、２５ｍｍ以下である高強度厚鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、世界的な建設需要背景に、クレーンやコンクリートポンプ車などの建設機械の生産が伸び続けており、同時にこれら建設機械の大型化が進んでいる。機械の大型化に伴う重量増を抑制するため、構造部材の軽量化ニーズがより高まってきており、降伏強度９００ＭＰａないしは１１００ＭＰａ級の高張力鋼へのシフトが進んでいる。最近ではさらに高強度である、降伏強度１３００ＭＰａ以上（引張強度１４００ＭＰａ以上）の構造部材用厚鋼板への要望が高まっている。
【０００３】
一般に引張強度が１２００ＭＰａを超えると水素による遅れ割れが生じる可能性があるとされるので、降伏強度１３００ＭＰａ級鋼板に対しては、耐遅れ破壊特性が高いことがまず要求される。また、高強度になるほど溶接性では不利となるが、これについても従来の１１００ＭＰａ級高張力鋼に比べて大きく低下しないことが要求される。
【０００４】
降伏強度１３００ＭＰａ級の構造部材用厚鋼板に関する技術開示については、例えば特許文献１において、引張強度が１３７０〜１９６０Ｎ／ｍｍ２級でかつ耐水素脆化特性も優れた鋼板の製造方法が開示されている。しかしながら、特許文献１の技術は１．８ｍｍの冷延板に関するものであり、７０℃／ｓｅｃ以上の高い冷速を前提としており、また溶接性についてはなんら考慮されていない。
【０００５】
高強度鋼の耐遅れ破壊特性を向上させる技術としては、従来から結晶粒径を細粒化させる技術が知られている。特許文献２や特許文献３がその例である。しかしこれらの例では、耐遅れ破壊特性を向上させるために、旧オーステナイト結晶粒径を５μｍ以下あるいは７μｍ以下とすることを条件としており、厚鋼板をこのようなレベルにまで微細化させることは通常の製造プロセスでは容易ではない。特許文献２や特許文献３において示されているのは、いずれも焼入れ加熱時の急速加熱により旧オーステナイト結晶粒径を微細化させる技術であるが、厚鋼板を急速加熱するためには特殊な加熱設備が必要となるため、実現は難しい。また、結晶粒微細化にともなって焼入性が低下するため、強度を確保するためには合金元素が余計に必要となることから、溶接性や経済性からも過度の結晶粒微細化は好ましくない。
【０００６】
耐摩耗性の要求される用途には、降伏強度１３００ＭＰａ級に相当する高強度の鋼材が広く使用されており、耐遅れ破壊特性が考慮された鋼材の例もある。例えば、特許文献４は、急速再加熱による焼入れ熱処理で微細なマルテンサイト組織を得て遅れ破壊特性を向上させるとする、引張強度１４５０ＭＰａ〜１６００ＭＰａの耐摩耗鋼に関するものである。しかしながら、特許文献４においては鋼材の降伏強度についての記載がない。耐摩耗性に対しては硬さが重要な因子であって、引張強度は耐摩耗性に大きく影響するが、降伏強度はあまり影響しないため、通常耐摩耗鋼では降伏強度は考慮されない。そのため、建設機械や産業機械の構造部材としては適切でないと考えられる。さらに急速再加熱は通常の厚板の熱処理設備では大きな制約となり、厚鋼板への適用は難しい。
【０００７】
ボルトにも降伏強度１３００ＭＰａ級に相当する高強度の鋼が広く使用されており、水素トラップサイトによって耐遅れ破壊特性を考慮させる例が多く提示されている。例えば、特許文献５は、降伏強度１３０ｋｇｆ／ｍｍ２以上、引張強度１４０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の、特許文献６は、引張強度１３５０ＭＰａ以上のそれぞれボルト用鋼である。これらはいずれもＶ、Ｍｏ、Ｃｒを添加して高温での焼戻し熱処理を行うことで、水素のトラップサイトとなる比較的大きな炭化物を析出させ、耐遅れ破壊特性を向上させているものである。しかしながら、ボルト用鋼では通常溶接性は考慮されず、特許文献５の鋼ではＣ量が０．３５％以上、特許文献６の鋼ではＣ量が０．３０％以上であるため、いずれも溶接性は高くないと考えられる。
【０００８】
このように、降伏強度１３００ＭＰａ以上でかつ引張強度１４００ＭＰａ以上であって、さらに耐遅れ破壊特性や溶接性などの使用性能を具備した構造部材用高強度厚鋼板鋼材を経済的に得るためには、従来の技術では十分ではなかった。
【特許文献１】特開平７−９０４８８号公報
【特許文献２】特開平１１−８０９０３号公報
【特許文献３】特開２００７−３０２９７４号公報
【特許文献４】特開平１１−２２９０７５号公報
【特許文献５】特開平６−１５８１７０号広報
【特許文献６】特開２００３−２７１８６号広報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明の目的は、建設機械や産業機械の構造部材に用いられる耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる降伏強度１３００ＭＰａ以上でかつ引張強度１４００ＭＰａ以上の構造部材用高強度厚鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
降伏強度１３００ＭＰａ以上の高強度を得るための最も経済的な手段は、一定温度からの焼入れ熱処理により鋼材組織をマルテンサイトとすることである。マルテンサイト組織を得るためには、鋼の焼入性と冷却速度が適切でなければならない。建設機械や産業機械の構造部材として利用される厚鋼板の板厚は２５ｍｍ以下がほとんどである。板厚２５ｍｍの場合、水冷による焼入れ熱処理時の板厚中心部の冷却速度は通常２０℃／ｓｅｃ以上程度であることから、冷却速度２０℃／ｓｅｃでもマルテンサイト組織となるのに十分な焼入性を有する鋼材組成が必要となる。
【００１１】
焼入性を高め、強度を高めるには合金元素を多く添加すればよいが、合金元素が増加すると溶接性が低下する。発明者は、板厚２５ｍｍで、降伏強度１３００ＭＰａ以上でかつ引張強度１４００ＭＰａ以上の種々の鋼板について、ＪＩＳ  Ｚ  ３１５８に規定のｙ型溶接割れ試験を実施し、溶接割れ感受性指標Ｐｃｍと、予熱温度との関係を調査した。その結果を図１に示す。溶接施工上の負荷を軽減するためには、できるだけ予熱温度が低いことが望ましい。ここでは、板厚２５ｍｍでの割れ停止予熱温度、すなわちルート割れ率が０となる予熱温度が１７５℃以下であることを溶接性における目標とした。図1から、予熱温度１７５℃で、ルート割れ率が０となるためのＰｃｍは０．３９％以下であり、これを合金添加量の上限のめやすとした。
【００１２】
耐遅れ破壊抑制を向上させる手段として、上述のようにボルト用鋼ではＭｏ、Ｖなどの炭化物を水素のトラップサイトとして利用する方法が多く提示されている。トラップサイトにはある程度析出物が大きいほうが有利であるため、焼戻し温度は高めであり、強度確保には高いＣ量と多くの合金元素が必要となる。発明者は、合金量や製造条件を種々変化させて、強度や遅れ破壊特性を調査した結果、(1)Ｐｃｍを０．３９％以下に抑制しながら１３００ＭＰａ以上の降伏強度を得るためには、マルテンサイト組織鋼を４００℃〜５００℃の低温で焼戻し熱処理することがひとつの有効な手段であること、(2)この際Ｃ添加量は少なくとも０．２０％以上が必要となるが、このようにＣが比較的高い場合には、できるだけＣｒやＭｏ等で焼入性を確保し、Ｍｎは極力低減するほうが強度靭性バランスは向上すること、(3)ＶおよびＣｒは、４００℃〜５００℃の低い焼戻し温度でも炭化物ないしは炭窒化物を生成しやすいことを知見した。
【００１３】
耐遅れ破壊特性の評価は、遅れ破壊試験で破断しない水素量の上限値である「限界拡散性水素量」で評価した。この方法は、鉄と鋼Ｖｏｌ．８３（１９９７）、ｐ４５４に記載の方法である。具体的には、図２に示す形状の切り欠き付き試験片に、丸棒電解水素チャージにより種々のレベルの拡散性水素量を試料に含有させた後、試料表面にめっき処理を施して水素の逸散を防止する。これに大気中で所定の荷重を負荷して保持し、遅れ破壊が発生するまでの時間を測定する。遅れ破壊試験における負荷応力は、それぞれ鋼材の引張強度の０．８倍とした。図３は、拡散性水素量と遅れ破壊に至るまでの破断時間の関係の一例である。試料中に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど遅れ破壊に至るまでの時間が長くなり、拡散性水素量がある値以下では遅れ破壊が発生しなくなる。試験後すみやかに試験片を回収して、１００℃／ｈｒの昇温条件でガスクロマトグラフで測定した拡散性水素量の積分値「拡散性水素量」とし、破断しなくなる限界の水素量を「限界拡散性水素量Ｈｃ」と定義する。
【００１４】
一方、環境から鋼材に侵入する水素量も鋼材の冶金的因子によって変化する。環境からの侵入水素を評価するため、腐食促進試験を行った。この試験は、５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ溶液を用いて、図４に示すサイクルで３０日間乾湿繰り返しを行う試験である。試験後、鋼材中に侵入した水素量を同じ昇温条件によるガスクロマトグラフで測定し、これを「環境から侵入する拡散性水素量ＨＥ」と定義した。
「限界拡散性水素量Ｈｃ」が「環境から侵入する拡散性水素量ＨＥ」よりも相対的に十分高いと、遅れ破壊感受性が低いと考えられる。Ｈｃ／ＨＥが３よりも大きい場合に、遅れ破壊感受性が低く、耐遅れ破壊特性が良好であると評価した。
また、引張強度が１６５０ＭＰａを超えると曲げ加工性が大きく低下するので、これを引張強度の上限とする。
これらの知見により、降伏強度１３００ＭＰａ以上、かつ引張強度１４００ＭＰａ以上で、耐遅れ破壊特性、曲げ加工性、および溶接性に優れる板厚４．５ｍｍ〜２５ｍｍの厚鋼板を得ることができる。
【００１５】
本発明の要旨とするところは下記のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．２０％以上、０．２６％以下、Ｓｉ：０．０３％以上、０．５％以下、Ｍｎ：０．１％以上、０．８％未満、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．５％以上、２．０％以下、Ｍｏ：０．１％以上、０．５％以下、Ｖ：０．１０％超、０．３０％以下、Ａｌ：０．０１％以上、０．１５％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００３０％以下、Ｎ：０．００６％以下を含み、その他Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記Ｐｃｍが０．３９％以下であることを満たす成分組成を有し、マルテンサイト組織分率が９０％以上であり、降伏強度が１３００ＭＰａ以上であり、引張強度が１４００ＭＰａ以上、１６５０ＭＰａ以下であることを特徴とする、耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる高強度厚鋼板。  Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］  ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］はそれぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％である。
【００１６】
（２）質量％で、さらに、Ｃｕ：０．１％以上、０．５％以下、Ｎｉ：０．１％以上、２．０％以下、Ｎｂ：０．００３％以上、０．１０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上、０．０５％以下のうちの１種または２種を含有することを特徴とする、（１）に記載の、耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる厚鋼板。
【００１７】
（３）（１）または（２）に記載の成分組成を有する鋼片または鋳片を１１００℃以上に加熱し、熱間圧延を行って板厚４．５ｍｍ以上、２５ｍｍ以下の鋼板とし、直ちに６００℃から３００℃までの板厚中心部における平均冷却速度が２０℃／ｓｅｃ以上となる冷却条件で２００℃以下まで加速冷却を行うか、またはＡｃ３変態点＋２０℃以上の温度に再加熱した後に、６００℃から３００℃までの板厚中心部における平均冷却速度が２０℃／ｓｅｃ以上となる冷却条件で２００℃以下まで加速冷却を行い、さらにその後４００℃以上、５００℃以下の温度範囲で焼戻し熱処理を行うことを特徴とする、耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる高強度厚鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、建設機械や産業機械の構造部材に用いられる、耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる降伏強度１３００ＭＰａ以上でかつ引張強度１４００ＭＰａ以上の厚鋼板を経済的に提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の鋼成分の限定理由を述べる。
Ｃは、マルテンサイト組織の強度に大きく影響する重要な元素である。Ｃ含有量は、本発明において板厚４．５ｍｍ〜２５ｍｍまでの範囲で、マルテンサイト組織分率が９０％以上であるときに、１３００ＭＰａ以上の降伏強度と、１４００ＭＰａ以上の引張強度を得るために必要な量として、０．２０％以上を添加する。また、過剰のＣ添加により、溶接性が低下することや、引張強度が１６５０ＭＰａを超えることがあるので、添加量は０．２６％以下とする。
【００２０】
Ｓｉは、脱酸材および強化元素として作用し、０．０３％以上の添加でその効果が認められるが、多く添加すると靭性を阻害することがあるため、上限を０．５％とする。
【００２１】
Ｍｎは、焼入性を高めるのに有効な元素であるが、本発明鋼のようにＣが０．２０％以上と比較的高いマルテンサイト組織鋼を４００℃〜５００℃で焼戻す場合には、むしろＭｎを低減したほうが強度靭性バランスを向上させることができる。したがって、Ｍｎは焼入れ性確保のために０．１％以上を添加するが、添加の上限を０．８％未満、望ましくは０．５％以下とする。
【００２２】
Ｐは、不可避的不純物として、高強度鋼の溶接性を低下させる有害な元素である。したがって、含有量を０．０２０％以下に抑制する。
【００２３】
Ｓは、やはり不可避的不純物として、耐遅れ破壊特性を低下させる有害な元素である。したがって、含有量を０．０１０％以下に抑制する。
【００２４】
Ｃｒは、焼入性を向上させ、４００℃〜５００℃での焼戻しを行う場合には析出強化や、水素のトラップサイト生成に有効であるので、０．５％以上添加する。しかしながら、過剰に添加すると靭性を低下させることがあるため、添加は２．０％以下とする。
【００２５】
Ｍｏは、焼入性を向上させ、４００℃〜５００℃での焼戻しによって析出強化効果もあることから、０．１％以上添加する。しかしながら、多量に添加すると溶接性を低下させることがあるので、添加は０．５％以下とする。
【００２６】
Ａｌは、脱酸剤あるいは、焼入性向上に必要なフリーＢを確保するためにＮを固定する目的で添加するが、過剰な添加は靭性を低下させる場合がある。このため、Ａｌの添加量は０．０１％以上、０．１５％以下とする。
【００２７】
Ｖは焼入性を向上させ、４００℃〜５００℃での焼戻しを行う場合には析出強化効果があり、さらに炭化物あるいは窒化物は、水素のトラップサイトとして有効であるので、本発明においては０．1０％超の添加を必須とする。しかしながら、多量に添加すると溶接性を低下させるため、添加は０．３０％以下とする。
【００２８】
Ｂは、焼入性を高めるために有効な必須元素である。その効果を発揮するには０．０００３％以上必要であるが、０．００３０％を超えて添加すると溶接性や靭性を低下させることがあるので、Ｂの含有量は０．０００３％以上、０．００３０％以下とする。
【００２９】
Ｎは、過剰に含有されると靱性を低下させるとともに、ＢＮを形成してＢの焼入性向上効果を阻害するので、含有量を０．００６％以下に抑制する。
【００３０】
以上は本発明における鋼の基本成分であるが、さらに本発明では上記成分の他に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔｉのうち一種または二種以上添加することができる。
Ｃｕは、強化のため添加してもよいが、その効果は限定的であり、高価な元素でもあるため添加する場合には０．１％以上、０．５％以下の添加量とする。
【００３１】
Ｎｉは焼入性を向上させ、靭性を向上させる効果があり、これらの目的のためには０．１％以上を添加する。しかし、Ｎｉは高価な元素であるので、添加する場合でも上限を２．０％とする。
【００３２】
Ｎｂは、圧延中に微細炭化物鋼を生成して未再結晶温度域を広げて制御圧延効果を高める効果や、ピニングにより焼入れ加熱時のオーステナイト粗大化を抑制する効果があるので、靭性向上に有効である。この目的のために添加するときには０．００３％以上を添加する。しかし過剰に添加すると溶接性を阻害することがあるため、添加量は０．１０％以下とする。
【００３３】
Ｔｉは、特に熱間圧延終了後直ちに加速冷却を行う際に、焼入性向上に必要なフリーＢを確保するためにＮを固定する目的で添加するが、過剰な添加は溶接性や靭性を低下させる場合がある。このため、Ｔｉを添加する場合、その添加量は０．００５％以上、０．０５％以下とする。
【００３４】
以上の成分範囲の限定に加え、上述したように本発明では、溶接性を確保するため、下記Ｐｃｍが０．３９％以下となるように成分組成を限定する。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］であり、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］はそれぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％である。
【００３５】
次に製造方法について述べる。
まず、上記の鋼成分組成の鋼片または鋳片を加熱して熱間圧延を行う。加熱温度はＮｂやＶが十分固溶するように、１１００℃以上とする。
【００３６】
熱間圧延を行って板厚４．５ｍｍ以上、２５ｍｍ以下の鋼板とし、熱間圧延終了後直ちに６００℃から３００℃までの板厚中心部における平均冷却速度が２０℃／ｓｅｃ以上となる冷却条件で２００℃以下まで加速冷却を行うか、あるいは熱間圧延終了後いったん冷却した後にＡｃ３変態点＋２０℃以上の温度に再加熱した後に、６００℃から３００℃までの板厚中心部における平均冷却速度が２０℃／ｓｅｃ以上となる冷却条件で２００℃以下まで加速冷却を行う。再加熱焼入れの場合の焼入れ加熱温度は当然Ａｃ３温度より高くなくてはならないが、加熱温度をＡｃ３温度の直上とすると、組織が混粒になり焼入性や靭性が不十分となる場合があるので、焼入れ加熱温度はＡｃ３＋２０℃以上とする。加速冷却は、いずれも板厚４．５ｍｍから２５ｍｍまでの鋼板において組織分率で９０％以上のマルテンサイト組織を得ることが目的である。
【００３７】
加速冷却後の鋼板に４００℃以上、５００℃以下の温度範囲で焼戻し熱処理を行うことにより、マルテンサイト組織の焼戻し効果と、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖなどの炭化物または炭窒化物の析出強化効果により強度靭性バランスを向上さるとともに、特に水素トラップサイトとして有効なＶとＣｒの炭化物または炭窒化物を生成させる。焼戻し熱処理の時間は３０分程度以上であればよい。
【実施例】
【００３８】
表１に示す成分組成を有するＡ〜ＡFの鋼を溶製して得られた鋼片を、表２に示す１〜１６の本発明例と１７〜４２の比較例それぞれの製造条件により、板厚４．５〜２５ｍｍの鋼板を製造した。
【００３９】
【表１】
2010121191.tif 000003
【００４０】
【表２】
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【００４１】
これらの鋼板について、降伏強度、引張強度、マルテンサイト組織分率、溶接割れ性、耐遅れ破壊特性、靭性を評価した。
降伏強度と引張強度は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に規定の１Ａ号引張試験片を採取して、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に規定の引張試験により測定した。
溶接割れ性は、ＪＩＳ  Ｚ  ３１５８に規定のｙ型溶接割れ試験での評価を行った。溶接条件はＣＯ２溶接で入熱１５ｋＪ／ｃｍであり、評価に供した鋼板の板厚はすべて２５ｍｍである。試験の結果、予熱温度１７５℃でルート割れ率が０となれば合格と評価した。また、板厚が２５ｍｍ未満の実施例２、４、８、１３の鋼板については、溶接性は同一成分の実施例１、３、７、１２と同じと考えられることから、ｙ型溶接割れ試験は省略した。
【００４２】
耐遅れ破壊特性の評価は、それぞれの鋼板の「限界拡散性水素量Ｈｃ」および「環境から侵入する拡散性水素量ＨＥ」を測定し、Ｈｃ／ＨＥが３より大きい場合に、耐遅れ破壊特性が良好であると評価した。
【００４３】
靱性はＪＩＳ  Ｚ  ２２０１  ４号シャルピー試験片を板厚中心部から圧延方向に直角に採取し、−２０℃における衝撃試験の吸収エネルギー値を、３本の試験片の平均値で評価し、２７Ｊを目標値とした。なお、板厚が４．５ｍｍの鋼板については３ｍｍサブサイズのシャルピー試験片とし、１ｃｍ２あたりの吸収エネルギー値が２７Ｊ以上であることを目標値とした。
【００４４】
なお、表１中で下線を付した化学成分、Ｐｃｍ値の数値は、その値が本発明外であることを示し、表２中で下線を付した数値は、製造条件が本発明外であること、あるいは特性が不十分なものを示している。
【００４５】
表２の本発明例１〜１６においては、すべて前記の降伏強度、引張強度、マルテンサイト組織分率、溶接割れ性、耐遅れ破壊特性、靭性の目標値を満足している。これに対し、表中下線で示す化学成分が本発明により限定された範囲を逸脱している比較例１７〜３６においては、製造法は本発明法であるにもかかわらず、降伏強度、引張強度、マルテンサイト組織分率、溶接割れ性、耐遅れ破壊特性、靭性のうちひとつ以上で目標値に満たない。鋼成分組成は本発明範囲内であるが、Ｐｃｍ値が本発明範囲を逸脱している比較例３７は、溶接割れ性が不合格である。鋼成分組成、Ｐｃｍ値がいずれも本発明範囲内であっても、加熱温度の低い比較例３８は、降伏強度が不十分であり、焼入れ加熱温度がＡｃ３＋２０℃よりも低い比較例３９も、降伏強度が不十分となり、６００℃から３００℃までの冷却速度の小さい比較例４０は９０％以上のマルテンサイト組織分率が得られないため降伏強度および引張強度が低く、焼戻しをしない比較例４１は、降伏強度が低く、焼戻し温度が５００℃を超えている比較例４２は、降伏強度が低い。
【図面の簡単な説明】
【００４６】
【図１】Ｐｃｍとｙ型溶接割れ試験における割れ停止予熱温度との関係を示すグラフである。
【図２】耐水素脆化特性評価用切欠き試験片の説明図である。
【図３】拡散性水素量と遅れ破壊に至るまでの破断時間の関係の一例を示すグラフである。
【図４】腐食促進試験の、乾湿および温度の繰り返し条件を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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