(57)【要約】本発明は、溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板、およびそれを高価な合金元素であるＮｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｂを好ましくは無添加で、焼戻し熱処理を省略して製造する方法を提供するものであり、質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．０５５％、Ｍｎ：２．４〜３．５％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ａｌ：０．０６〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．００２０％、Ｎ：０．００１５〜０．００６０％を含有し、Ｔｉ：０．００４％以下に制限し、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値が０．１８〜０．２４％であり、必要に応じて所定量のＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｃａ、Ｍｇを含有し、マルテンサイトを主体とする鋼板。鋼片または鋳片を、９５０〜１１００℃に加熱し、８２０℃以上で圧延を行い、これに引き続き、７００℃以上から冷却速度が８〜８０℃／ｓｅｃとなる加速冷却を開始し、室温〜３５０℃で該加速冷却を停止する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３０％以上、０．０５５％以下、
Ｍｎ：２．４％以上、３．５％以下、
Ｐ  ：０．０１％以下、
Ｓ  ：０．００１０％以下、
Ａｌ：０．０６％以上、０．１０％以下、
Ｂ  ：０．０００５％以上、０．００２０％以下、
Ｎ  ：０．００１５％以上、０．００６０％以下
を含有し、
Ｔｉ：０．００４％以下
に制限し、下記に示される溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値が０．１８％以上、０．２４％以下であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼のミクロ組織がマルテンサイトと、残部が面積分率で３％以下の、フェライト、ベイナイト、セメンタイトの１種又は２種以上からなることを特徴とする溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板。
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％で表した含有量を意味する。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０５％超、０．５０％以下、
Ｎｉ：０．０３％超、０．５０％以下、
Ｍｏ：０．０３％超、０．３０％以下、
Ｎｂ：０．００３％超、０．０５％以下、
Ｖ：０．００５％超、０．０７％以下、
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に記載の溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｓｉ：０．０５％以上、０．４０％以下、
Ｃｒ：０．１０％以上、１．５％以下、
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または２に記載の溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１％以下
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板。
【請求項５】
板厚が１２ｍｍ以上４０ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれか１項に記載の高張力厚鋼板の製造方法であって、請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼片または鋳片を、９５０℃以上、１１００℃以下に加熱し、８２０℃以上で圧延を行い、これに引き続き、７００℃以上から冷却速度が８℃／ｓｅｃ以上、８０℃／ｓｅｃ以下となる加速冷却を開始し、室温以上３５０℃以下で該加速冷却を停止することを特徴とする、溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、予熱フリーの溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板、およびそれを、高い生産性と低コストのもとに製造する方法に関するものである。
本発明鋼は、建設機械、産業機械、橋梁、建築、造船などの溶接構造物の構造部材として、板厚１２ｍｍ以上４０ｍｍ以下の厚鋼板の形態で好適に用いられるものである。
なお、ここで、予熱フリーとは、室温において、被覆アーク、ＴＩＧまたはＭＩＧ溶接等を用い、２ｋＪ／ｍｍ以下の入熱量の溶接によって、ＪＩＳＺ３１５８「ｙ形溶接割れ試験」を行った際、溶接割れ防止ために必要な予熱温度が、２５℃以下である、または予熱が全く必要のないことをいう。
【背景技術】
【０００２】
建設機械、産業機械、橋梁、建築、造船などの溶接構造部材として用いられる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力鋼板には、母材の高強度・高靭性を両立させると共に、予熱フリーの高溶接性を満足し、かつ、廉価で、短工期で製造可能な板厚４０ｍｍ程度のものまで要求されるようになってきた。すなわち、母材の高強度・高靭性、被覆アーク、ＴＩＧまたはＭＩＧ溶接等の小入熱溶接時の予熱フリー化を、廉価成分系で、短工期に加え廉価製造プロセスにて満足させる必要がある。
高溶接性を付与した引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板の従来の製造方法としては、例えば、特許文献１〜３に開示があるように、鋼板の圧延直後にオンラインで直接焼入れを行い、その後に焼戻し処理を行う、直接焼入れ、焼戻しによる方法がある。
また、圧延後の再加熱焼戻し熱処理を必要としない非調質での引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板の製造方法に関しては、例えば、特許文献４〜８に開示があり、いずれも再加熱焼戻し熱処理が省略できる点では製造工期、生産性に優れる製造方法である。このうち、特許文献４〜７に記載の発明は、鋼板の圧延後の加速冷却を途中で停止する、加速冷却−途中停止プロセスによる製造方法に関するものである。また、特許文献８に記載の発明は、圧延後空冷で室温まで冷却する製造方法に関するものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開平０３−２３２９２３号公報
【特許文献２】特開平０９−２６３８２８号公報
【特許文献３】特開２０００−１６０２８１号公報
【特許文献４】特開２０００−３１９７２６号公報
【特許文献５】特開２００５−１５８５９号公報
【特許文献６】特開２００４−５２０６３号公報
【特許文献７】特開２００１−２２６７４０号公報
【特許文献８】特開平０８−１８８８２３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかしながら、例えば、特許文献１〜３に記載の発明では、再加熱焼戻し熱処理が必要となるため、製造工期、生産性、製造コストに問題がある。このような従来技術に対しては、再加熱焼戻し熱処理が省略できるいわゆる非調質の製造方法への要求が強い。
非調質の製造方法として、特許文献４に記載の発明では、その実施例に記載があるように溶接時に５０℃以上での予熱が必要であり、予熱フリーの高溶接性を満足することができないという問題がある。さらに、特許文献５に記載の発明では、０．６％以上のＮｉ添加が必要なため高価な成分系となり製造コスト上問題がある。特許文献６に記載の発明では、実施例に記載の板厚１５ｍｍまでしか製造できず、板厚４０ｍｍまでの板厚要求を満足できない。さらに、板厚１５ｍｍにおいても、Ｃ含有量が少なく継手のミクロ組織が粗粒となり十分な継手低温靭性が得られない問題がある。
特許文献７に記載の発明では、実施例に記載があるように１．０％程度のＮｉ添加が必要なため高価な成分系となり製造コスト上問題がある。特許文献８に記載の発明では、実施例に記載の板厚１２ｍｍまでしか製造できず、板厚４０ｍｍまでの板厚要求を満足できない。さらに、その圧延条件の特徴としてフェライトとオーステナイトの二相温度範囲で累積圧下率１６〜３０％の圧延を行うため、フェライト粒が粗大化しやすく板厚１２ｍｍの製造においても強度、靭性が低下しやすい問題がある。
以上のように、母材の高強度と高靭性、高溶接性を、高価な合金元素であるＮｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｂの含有量を制限し、好ましくは無添加で、かつ、圧延冷却後の再加熱焼戻し熱処理を省略した上で満足させうる板厚４０ｍｍまでの高張力厚鋼板およびその製造方法は、需要家の要望が強いにもかかわらず、未だ発明されていないのが現状である。
母材の引張強さ７８０ＭＰａ級の厚鋼板では、予熱フリー化に及ぼす板厚の影響は非常に大きい。板厚１２ｍｍ未満では予熱フリー化が容易に達成できる。これは板厚１２ｍｍ未満であれば水冷時の鋼板の冷却速度を板厚中心部でも１００℃／ｓｅｃ以上と大きくすることが可能で、この場合、少ない合金元素添加量で母材組織をマルテンサイト組織とすることができ、引張強さ７８０ＭＰａ級の母材強度が得られる。合金元素添加量が少ないので予熱しなくても溶接熱影響部の硬さを低く抑える事ができ、予熱フリーでも溶接割れを防止できる。
一方で、板厚が厚くなると、水冷時の冷却速度は必然的に小さくなる。このため、薄手鋼板と同一成分では焼入れ不足から厚手鋼板の強度は低下し、７８０ＭＰａ級の引張強さを満足させることができなくなる。特に、冷却速度が最も小さくなる板厚中心部（１／２ｔ部）での強度低下が顕著である。冷却速度が８℃／ｓｅｃを下回るような板厚４０ｍｍを超える厚手鋼板になると、母材の強度確保に合金元素の多量添加が必須となり、溶接予熱フリー化は極めて困難となる。
そこで、本発明は、母材の高強度と高靭性、高溶接性を、高価な合金元素であるＮｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｂの含有量を制限し、好ましくは無添加で、かつ、圧延冷却後の再加熱焼戻し熱処理を省略した上で満足させることができる、高張力鋼板およびその製造方法の提供を目的とする。具体的には、母材の板厚中心部において、引張強さ７８０ＭＰａ以上、好ましくは１０００ＭＰａ以下、降伏応力６８５ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上で、室温におけるＪＩＳＺ３１５８「ｙ形溶接割れ試験」時の必要予熱温度が２５℃以下を満足させることができる、溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板およびその製造方法の提供である。ここで、本発明が対象とする鋼板の板厚は、１２ｍｍ以上４０ｍｍ以下である。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明者らは上述した課題を解決するために、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｂが無添加の成分系で圧延後直接焼入れによる製造を前提に、母材、溶接継手につき数多くの検討を行った。そのうち、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｂが無添加でＢを添加した成分系につき、小入熱溶接時の予熱フリーの実現に向け、添加成分に関する検討を行った結果、Ｃ添加量及びＰｃｍ値で評価しうる溶接割れ感受性指数の規制により、予熱フリー化が可能となることがわかった。具体的には、Ｃ添加量を０．０５５％以下に厳格に規制した上で、Ｐｃｍ値を０．２４％以下に規制することで、室温におけるＪＩＳＺ３１５８「ｙ形溶接割れ試験」時の必要予熱温度を２５℃以下とすることができることがわかった。
しかしながら、更に検討を進めた結果、Ｐｃｍ値０．２４％以下、かつ、０．０５５％以下の低Ｃ量を前提として、さらに、強度・靭性向上に有効なＮｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｂの含有量を制限し、好ましくは添加せずに、板厚４０ｍｍまでの板厚方向全厚に亘る母材強度・靭性を両立することは、非常に困難であることがわかった。
これに対し、Ｂ添加鋼におけるＭｎ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ添加量と、さらに、加熱、圧延、冷却条件につき数多くの詳細な検討を行った。その結果、Ｍｎ添加量を２．４％以上と多量に添加し、Ｓを０．００１０％以下に厳格に規制し、Ａｌを０．０６％以上添加すると共に、Ｎを０．００１５％以上、０．００６０％以下とし、さらに、Ｔｉを無添加とした上で、加熱温度を９５０℃以上、１１００℃以下とし、８２０℃以上で圧延した直後に７００℃以上から、室温以上３５０℃以下まで冷却速度８℃／ｓｅｃ以上、８０℃／ｓｅｃ以下にて水冷することで、はじめて、４０ｍｍ厚までの板厚方向全厚に亘る母材強度・靭性の両立、具体的には、引張強さ７８０ＭＰａ以上、降伏応力６８５ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上を満足させることが可能となることを新規に知見した。
本発明は、以上のような新規知見に基づき成されたものであって、その要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３０％以上、０．０５５％以下、Ｍｎ：２．４％以上、３．５％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ａｌ：０．０６％以上、０．１０％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．００２０％以下、Ｎ：０．００１５％以上、０．００６０％以下を含有し、Ｔｉ：０．００４％以下に制限し、下記に示される溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値が０．１８％以上、０．２４％以下であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成をし、鋼のミクロ組織がマルテンサイトと、残部が面積分率で３％以下のフェライト、ベイナイト、セメンタイトの１種または２種以上からなることを特徴とする、溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板。
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％で表した含有量を意味する。
（２）さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５％超、０．５０％以下、Ｎｉ：０．０３％超、０．５０％以下、Ｍｏ：０．０３％超、０．３０％以下、Ｎｂ：０．００３％超、０．０５％以下、Ｖ：０．００５％超、０．０７％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板。
（３）さらに、質量％で、Ｓｉ：０．０５％以上、０．４０％以下、Ｃｒ：０．１０％以上、１．５％以下の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板。
（４）さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１％以下の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板。
（５）板厚が１２ｍｍ以上４０ｍｍ以下であることを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板。
（６）上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の高張力厚鋼板の製造方法であって、上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼片または鋳片を、９５０℃以上、１１００℃以下に加熱し、８２０℃以上で圧延を行い、これに引き続き、７００℃以上から冷却速度が８℃／ｓｅｃ以上、８０℃／ｓｅｃ以下となる加速冷却を開始し、室温以上３５０℃以下で該加速冷却を停止することを特徴とする、溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板の製造方法。
なお、本発明の高張力厚鋼板は、脱酸剤として使用されるＳｉ、スクラップ等の原料に含まれるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、耐火物等に含まれるＭｇ、Ｃａなどを含むことがある。これらは、微量を含有しても、特に効果を発現することはなく、特性を損なうこともない。したがって、Ｓｉ：０．０５％未満、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｎｉ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１０％未満、Ｍｏ：０．０３％以下、Ｎｂ：０．００３％以下、Ｖ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．０００５％未満、Ｃａ：０．０００５％未満の含有は許容される。
【発明の効果】
【０００６】
本発明によれば、高強度化ニーズの強い建設機械、産業機械、橋梁、建築、造船などの溶接構造物の構造部材として好適な、予熱フリーの溶接性に優れる引張強さ７８０ＭＰａ以上で板厚１２ｍｍ以上４０ｍｍ以下の高張力厚鋼板を、高価なＮｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｂを使用せず、かつ、圧延後の再加熱焼戻し熱処理を必要としない高い生産性と低コストのもとに製造することができ、その産業界へもたらす効果は極めて大きい。
【発明を実施するための形態】
【０００７】
以下に、本発明における鋼板の各成分組成、ミクロ組織、および圧延条件等の製造方法の限定理由を説明する。
Ｃは、母材強度を満足するために０．０３０％以上の添加が必要である。母材強度をより高くするために、Ｃの下限を０．０３５％または０．０４０％に制限してもよい。
添加量が０．０５５％を超えると、溶接時の必要予熱温度が２５℃を超えて予熱フリーを満足できないため、上限値は０．０５５％とする。溶接性をより向上させるために、Ｃ上限を０．０５０％に制限してもよい。
Ｍｎは、母材強度・靭性の両立のために、２．４％以上の添加が必要である。より望ましくはＭｎの下限を２．５５％、２．６５％または２．７５％に設定してもよい。３．５％を超えて添加すると鋼片または鋳片の中心偏析部において靭性に有害な粗大なＭｎＳが生成し、板厚中心部の母材靭性が低下するので、上限を３．５％とする。中心偏析部の母材靭性を安定化するために、Ｍｎの上限を３．３０％、３．１０％または３．００％に制限してもよい。
Ａｌは、脱酸元素としての役割に加え、加熱・圧延時にＮとＡｌＮを生成することでＢＮの生成を抑え、冷却時にＢを固溶状態に制御し、鋼の焼入性を高める重要な役割を持つ。Ｍｎ添加量を２．４％以上とした上で、Ａｌ量、Ｎ量を厳格に制御すると、圧延前の加熱時、および圧延時にＮはＡｌＮとして析出するため、ＢＮを形成するＮが少なくなり、焼入れ性を高めるのに必要な固溶ボロン量を確保できる。加熱・圧延時にＡｌＮを生成させるためにはＡｌは０．０６％以上添加する必要があり、０．１０％を超えて添加すると粗大なアルミナ介在物が生成し靭性を低下させる場合があるのでその上限を０．１０％とする。粗大なアルミナ介在物生成を防止するために、Ａｌの上限を０．０８％に制限してもよい。なお、Ｍｎ添加量が２．４％を下回ると加熱・圧延時にＡｌＮが析出しにくく、固溶ボロン量が減少し焼入性が低下するので、Ａｌ量、Ｎ量の制御に加え、２．４％以上のＭｎ添加が必要である。
Ｎは、加熱時にＡｌＮとして析出し、γ粒径を微細にして靭性を高める効果を有する。
高価なＮｂおよび靭性に有害なＴｉの含有量を制限し、好ましくはＮｂやＴｉを含有しない本発明鋼では、ＮｂＣやＴｉＮによるγ粒径微細化効果が不十分であるか、または利用できない。そのため、本発明鋼では、ＡｌＮによるγ粒径微細化効果が靭性向上に必須である。この効果を得るためには０．００１５％以上のＮ添加が必要である。０．００６０％を超えて添加すると、ＢＮとしてボロンを析出させ、固溶ボロン量を減少させて焼入性を低下させるので、その上限を０．００６０％とする。
Ｐは、母材および継手の低温靭性を低下させるため含有しないことが望ましい。不可避的に混入する不純物元素としての許容値は０．０１％以下である。母材および継手の低温靭性を向上させるために、Ｐを０．００８％以下に制限してもよい。
Ｓは、Ｍｎを多量に添加する本発明においては粗大なＭｎＳを生成して母材および継手の靭性を低下させるため、含有しないことが望ましい。さらに本発明では高強度と高靭性の両立に有効な、高価なＮｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｂの含有量を制限するか、またはこれらを使用していないので、粗大なＭｎＳの有害性は大きい。不可避的に混入する不純物元素としての許容値は０．００１０％以下であり、厳格な規制が必要である。母材および継手の低温靭性を向上させるために、Ｓを０．０００８％以下、０．０００６％以下または０．０００４％以下に制限してもよい。
Ｂは、焼入性を高め、母材高強度・高靭性を得るため、０．０００５％以上の添加が必要である。０．００２０％を超えて添加すると焼入性が低下し、良好な継手低温靭性や十分な母材高強度・高靭性が得られない場合があるので、上限を０．００２０％とする。Ｂの上限を０．００１５％に制限してもよい。
Ｔｉは母材および継手で脆化相であるＴｉＮ粒子を形成し、本発明のような高強度鋼においては脆性破壊の発生起点として作用し靭性を大きく低下させるので有害である。特に本発明のような、高強度と高靭性の両立に有効な高価なＮｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｂの含有量を制限し、好ましくはこれらを使用していない鋼においてはＴｉＮの有害性は大きく、このためＴｉは無添加とする必要がある。不可避的に混入する不純物元素としての許容値は０．００４％以下である。
本発明においては、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｂを添加しないことが好ましい。Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｂが原材料などから不可避的に混入する場合は、含有していても高コストとはならない。不可避的に混入するＮｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｂの上限値は、Ｎｉ、Ｍｏ：０．０３％以下、Ｖ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．００３％以下とする。
しかしながら、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｂの添加により、焼入性が向上しまたは炭窒化物が生成する。そのため、母材の強度と靭性を向上させるために、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｂの１種または２種以上を添加してもよい。この場合、本発明では、コストが増加しない範囲で、不可避的不純物範囲を超えてＮｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｂを意図的に添加する。コストが増加しない、添加量の上限は、具体的には、Ｃｕ、Ｎｉは０．５０％以下、Ｍｏは０．３０％以下、Ｎｂは０．０５％以下、Ｖは０．０７％以下である。更に、コストの観点から、Ｃｕ、Ｎｉは０．３０％以下、Ｍｏは０．１０％以下、Ｎｂは０．０２％以下、Ｖは０．０３％以下を上限とすることが好ましい。
また、本発明においては、必要に応じてさらに、Ｓｉ、Ｃｒの一種または２種を添加することができる。
Ｓｉは、脱酸元素であり、必ずしも含有させる必要はないが、０．０５％以上の添加が好ましい。また、母材強度の確保のために添加しても良く、効果を得るためには、０．１０％以上の添加が好ましい。しかしながら、０．４０％を超えて添加すると母材及び継手の靭性が低下するので、その上限を０．４０％とする。なお、本発明では、Ｓｉの含有量が０．０５％未満である場合は、強度の上昇や靭性の低下には寄与しないため、不可避的不純物とみなす。
Ｃｒは、母材強度の確保のために添加しても良い。この効果を得るためには、０．１０％以上の添加が必要である。しかしながら、１．５％を超えて添加すると母材及び継手の靭性が低下するので、その上限を１．５％とする。Ｃｒの添加によるコスト増加を避けるため、Ｃｒを１．０％以下、０．６％以下または０．４％以下に制限してもよい。なお、本発明では、原材料から混入したＣｒ含有量が０．１０％未満である場合は、強度の上昇や靭性の低下には寄与しないため、不可避的不純物とみなす。
また、本発明においては、必要に応じてさらに、ＭｇおよびＣａの１種または２種を添加することにより、微細な硫化物や酸化物を形成して母材靭性および継手靭性を高めることができる。この効果を得るためにはＭｇあるいはＣａはそれぞれ０．０００５％以上の添加が必要である。しかし、０．０１％を超えて過剰に添加すると粗大な硫化物や酸化物が生成するためかえって靭性を低下させることがある。したがって、添加量をそれぞれ０．０００５％以上、０．０１％以下とする。なお、本発明では、耐火物などから混入したＭｇ、Ｃａの含有量が０．０００５％未満である場合は、靭性の向上及び低下には寄与しないため、不可避的不純物とみなす。
本発明においては、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ値を０．２４％以下にしないと溶接時の予熱をフリーにできないので、Ｐｃｍ値の上限を０．２４％以下とする。溶接性の向上のため、その上限を０．２３％または０．２２％に制限してもよい。Ｐｃｍ値が０．１８％未満となると、母材の高強度・高靭性を満足できないので、その下限を０．１８％とする。
ここで、Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］であり、［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％で表した含有量を意味する。
次に、本発明の鋼板のミクロ組織について述べる。
鋼板が所定の強度・靭性を有するためには、そのミクロ組織がマルテンサイト主体であることが必要である。マルテンサイト以外の残部は、フェライト、ベイナイト、セメンタイトの１種または２種以上からなり、それらの面積分率の合計を３％以下とすることが必要である。
これは、フェライト、ベイナイト、セメンタイトの１種または２種以上の面積分率の合計で３％を超えると、引張強さが７８０ＭＰａに満たないことがあり、また、高靭性が得られないためである。
ミクロ組織の面積分率はナイタール腐食の後、ＳＥＭ観察によって行なう。画像の白黒濃淡で黒い方からセメンタイト、フェライト、マルテンサイトもしくはベイナイトを判別する。マルテンサイトとベイナイトとは微細炭化物の存在有無で区別し、炭化物の存在しないミクロ組織をマルテンサイトと判別する。
マルテンサイト面積分率は主に鋼材成分（焼入性）と加速冷却前のオーステナイト粒径および冷却速度によって決まる。したがって、マルテンサイトの面積分率を９７％以上とするためには、Ｃ、Ｍｎ、Ｂなどの焼入性を向上させる元素の適量添加が重要である。
次に、本発明の鋼板の製造方法について述べる。
本発明の鋼板は、上記（１）または（２）に記載の組成を有する鋼を溶製し、これを鋳造して鋼片または鋳片とし、この鋼片または鋳片を所定条件で加熱、圧延し、冷却して製造される。
鋼片または鋳片の加熱温度は、圧延に必要な９５０℃以上とする必要がある。１１００℃を超えると、ＡｌＮが固溶し、圧延・冷却中に固溶ボロンがＢＮとして析出するため焼入性が低下し、マルテンサイトの面積分率は９７％より小さくなり、高強度・高靭性が得られないので、その上限を１１００℃とする。
圧延温度（圧延終了温度）が８２０℃を下回ると過剰な圧延歪の蓄積により局所的にフェライト組織や、島状マルテンサイトを含む粗大なベイナイト組織が生成し、マルテンサイトの面積分率は９７％より小さくなり、母材の高強度・高靭性が得られない場合があるので、圧延温度の下限を８２０℃に規制する。
圧延後の加速冷却の開始温度は、７００℃未満の場合、局所的にフェライト組織や、島状マルテンサイトを含む粗大なベイナイト組織が生成し、マルテンサイトの面積分率は９７％より小さくなり、母材の高強度・高靭性が得られない場合があるので、加速冷却の開始温度の下限温度を７００℃とする。
加速冷却の冷却速度が８℃／ｓｅｃ未満の場合、局所的にフェライト組織や、島状マルテンサイトを含む粗大なベイナイト組織が生成し、マルテンサイトの面積分率は９７％より小さくなり、母材の高強度・高靭性が得られないので、その下限値を８℃／ｓｅｃとする。上限は水冷により安定して実現可能な冷却速度である８０℃／ｓｅｃとする。
また、加速冷却の停止温度が３５０℃より高いと、特に板厚３０ｍｍ以上の厚手材の板厚中心部において、焼入れ不足により局所的にフェライト組織や、島状マルテンサイトを含む粗大なベイナイト組織が生成し、マルテンサイトの面積分率は９７％より小さくなり、母材の高強度が得られないので、停止温度の上限を３５０℃とする。この時の停止温度とは、冷却終了後に鋼板が復熱した時の鋼板表面温度とする。停止温度の下限は室温であるが、鋼板の脱水素の点で、より好ましい停止温度は１００℃以上である。
【実施例】
【０００８】
表１に示す成分組成の鋼を溶製して得られた鋼片を、表２に示す製造条件にて１２〜４０ｍｍ厚さの鋼板とした。表１のＡ〜Ｋは本発明例であり、Ｌ〜Ｙは比較例である。また、表２の１〜１３は本発明例であり、１４〜３２は比較例である。表中、下線で示す数字や記号は、成分または製造条件が特許範囲を逸脱しているか、あるいは特性が下記の目標値を満足していないものである。なお、表１には、すべての元素の分析値を示しており、Ｓｉ：０．０５％未満、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｎｉ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．１０％未満、Ｍｏ：０．０３％以下、Ｎｂ：０．００３％以下、Ｖ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．０００５％未満、Ｃａ：０．０００５％未満で、かつ、０％でないものは、不可避的不純物としての含有量である。
なお、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｇ、Ｃａが脱酸剤、原材料、耐火物などに起因する不可避的不純物であって、強度及び靭性に影響を及ぼさないものは、表１に斜体で示している。
【表１】
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【表２】
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これらの鋼板についての母材強度（母材降伏応力、母材引張強さ）、母材靭性と、溶接性（必要予熱温度）の評価結果を表２に示す。
母材強度は、ＪＩＳＺ２２０１に規定の、１Ａ号全厚引張試験片あるいは４号丸棒引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に規定の方法で測定した。引張試験片は板厚２０ｍｍ以下では１Ａ号全厚引張試験片を採取し、２０ｍｍ厚超では４号丸棒引張試験片を板厚の１／４部（１／４ｔ部）と板厚中心部（１／２ｔ部）より採取した。
母材靭性は、板厚中心部から圧延方向に直角な方向にＪＩＳＺ２２０２に規定の衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４２に規定の方法で−２０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−２０）を求めて評価した。
溶接性は、１４〜１６℃にて、ＪＩＳＺ３１５８に規定の方法で、入熱１．７ｋＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行い、ルート割れ防止に必要な予熱温度を求めて評価した。
各特性の目標値はそれぞれ母材降伏応力が６８５ＭＰａ以上、母材引張強さが７８０ＭＰａ以上、母材靭性（ｖＥ−２０）が１００Ｊ以上、必要予熱温度が２５℃以下とした。
本発明例１〜１３は、いずれもフェライト＋ベイナイト＋セメンタイトの面積率が３％以下で、母材降伏応力が６８５ＭＰａ以上、母材引張強さが７８０ＭＰａ以上、母材靭性（ｖＥ−２０）が１００Ｊ以上、必要予熱温度が２５℃以下であった。
これに対して、以下の比較例は母材の降伏応力や引張強さが不足していた。比較例１４はＣ添加量が少ないため、比較例１６はＭｎ添加量が少ないため、比較例２０はＡｌ添加量が少ないため、比較例２１はＮ添加量が多いため、比較例２４はＢ添加量が多いため、比較例２５はＢ添加量が少ないため、比較例２８は加熱温度が高いため、比較例２９は圧延終了温度が８２０℃を下回るため、比較例３０は水冷開始温度が７００℃を下回るため、比較例３１は冷却停止温度が３５０℃を上回るため、比較例３２は冷却速度が８℃／ｓｅｃを下回るため、フェライト＋ベイナイト＋セメンタイトの面積率が３％を超え、母材の降伏応力や引張強さが不足した。
また、以下の比較例は母材靭性が不足していた。比較例１７はＭｎ添加量が多いため、比較例１８はＳ添加量が多いため、比較例１９はＴｉが添加されているため、比較例２３はＡｌ添加量が多いため、比較例２６はＮ添加量が少ないため、フェライト＋ベイナイト＋セメンタイトの面積率が３％を超え、また比較例２７はＰ添加量が多いため、降伏応力や引張強さは満足したものの母材靭性が不足した。また、比較例３１は冷却停止温度が３５０℃を上回るため、母材靭性も不足した。
比較例１５はＣ添加量が多いため、比較例２２はＰｃｍ値が高いため、必要予熱温度が２５℃を上回り、予熱フリーを満足しなかった。
【国際調査報告】
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