JP2021161524A - 母材靭性および継手靭性に優れた高張力鋼板とその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高強度かつ、より低温での優れた靭性を有すると共に、溶接を行ったときの溶接継手部の低温靭性にも優れた高張力鋼板とその製造方法を提供する。
【解決手段】所定の化学成分組成を有し、下記式（１）で表されるパラメータＰＹが１．３００以上２．５００以下であり、全金属組織に対して、フェライトの面積分率が６０％以上であり、円相当直径が７．５μｍ以下のフェライトの合計面積分率が２０％以上である、母材靭性と継手靭性に優れた高張力鋼板である。
パラメータＰＹ＝１０×（［Ｎｂ］＋３×［Ｃ］）×（２×［Ｓｉ］＋［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｍｏ］） ・・・（１）
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。
【選択図】図４
【解決手段】所定の化学成分組成を有し、下記式（１）で表されるパラメータＰＹが１．３００以上２．５００以下であり、全金属組織に対して、フェライトの面積分率が６０％以上であり、円相当直径が７．５μｍ以下のフェライトの合計面積分率が２０％以上である、母材靭性と継手靭性に優れた高張力鋼板である。
パラメータＰＹ＝１０×（［Ｎｂ］＋３×［Ｃ］）×（２×［Ｓｉ］＋［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｍｏ］） ・・・（１）
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。
【選択図】図４
Description
本発明は、母材靭性および継手靭性に優れた高張力鋼板とその製造方法に関する。
低温環境で使用されるＬＰＧタンク等などに用いられる厚鋼板は、高強度でありながら低温での靭性（以下、「低温靭性」という）が優れていることが求められる。更に、溶接金属や熱影響部（ＨＡＺ，Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）の溶接継手部（以下、単に「継手」または「継手部」という場合がある）の低温靭性（以下、「継手靭性」という場合がある）も優れていることが求められる。特に近年では、安全性の観点から、極低温における高い靭性が求められている。
ここで、強度向上には合金添加が有効である一方、靭性が低下してしまう。そのため、強度と靭性の両立は極めて困難である。強度と靭性を共に向上させるための一つの手段として、Ｎｉを添加する手法が挙げられる。しかし、３．５％Ｎｉ鋼や９％Ｎｉ鋼に代表されるように、Ｎｉを多量添加しなければその効果を最大限に発揮できない。よって、Ｎｉ量をより抑えた母材の強度および低温靭性、ならびに継手部の低温靭性に優れた厚鋼板の検討がなされている。
例えば、特許文献１には、船舶や海洋構造物、圧力容器、ペンストックなど鉄鋼構造物に用いて好適な降伏応力が４２０ＭＰａ以上で、小〜中入熱による多層溶接部の溶接熱影響部の低温靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法が開示されている。特許文献１では、所定の成分組成を有し、鋼板の中心偏析部の硬さを制御することにより、溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板を得られるとしている。
しかしながら、特許文献１に開示されている技術は、母材と継手の靭性評価温度は−４０℃であり、より低温での靭性が不十分な場合があった。
本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、高強度かつ、より低温での優れた母材靭性を有すると共に、溶接を行ったときの溶接継手部の低温靭性にも優れた高張力鋼板とその製造方法を提供することにある。
本発明の態様１は、
Ｃ ：０．０２質量％以上、０．０６質量％以下、
Ｓｉ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．９０質量％以上、１．６０質量％以下、
Ｐ ：０質量％超、０．０３質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．０１質量％以下、
Ａｌ：０．０２０質量％以上、０．０７０質量％以下、
Ｃｕ：０．１０質量％以上、０．４０質量％以下、
Ｎｂ：０．０１０質量％以上、０．０６０質量％以下、
Ｎｉ：０．４０質量％以上、０．８０質量％以下、
Ｔｉ：０．００５質量％以上、０．０２５質量％以下、および
Ｎ ：０．００２０質量％以上、０．００８０質量％以下
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
下記式（１）で表されるパラメータＰＹが１．３００以上２．５００以下であり、
全金属組織に対して、
フェライトの面積分率が６０％以上であり、
円相当直径が７．５μｍ以下のフェライトの合計面積分率が２０％以上である、母材靭性と継手靭性に優れた高張力鋼板である。
パラメータＰＹ＝１０×（［Ｎｂ］＋３×［Ｃ］）×（２×［Ｓｉ］＋［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｍｏ］） ・・・（１）
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。
Ｃ ：０．０２質量％以上、０．０６質量％以下、
Ｓｉ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．９０質量％以上、１．６０質量％以下、
Ｐ ：０質量％超、０．０３質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．０１質量％以下、
Ａｌ：０．０２０質量％以上、０．０７０質量％以下、
Ｃｕ：０．１０質量％以上、０．４０質量％以下、
Ｎｂ：０．０１０質量％以上、０．０６０質量％以下、
Ｎｉ：０．４０質量％以上、０．８０質量％以下、
Ｔｉ：０．００５質量％以上、０．０２５質量％以下、および
Ｎ ：０．００２０質量％以上、０．００８０質量％以下
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
下記式（１）で表されるパラメータＰＹが１．３００以上２．５００以下であり、
全金属組織に対して、
フェライトの面積分率が６０％以上であり、
円相当直径が７．５μｍ以下のフェライトの合計面積分率が２０％以上である、母材靭性と継手靭性に優れた高張力鋼板である。
パラメータＰＹ＝１０×（［Ｎｂ］＋３×［Ｃ］）×（２×［Ｓｉ］＋［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｍｏ］） ・・・（１）
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。
本発明の態様２は、
Ｂ ：０質量％超、０．００１５質量％以下、
Ｃａ：０質量％超、０．００３質量％以下、および
Ｍｏ：０質量％超、０．５０質量％以下
からなる群より選択される１種以上を更に含有する、態様１に記載の母材靭性と継手靭性に優れた高張力鋼板である。
Ｂ ：０質量％超、０．００１５質量％以下、
Ｃａ：０質量％超、０．００３質量％以下、および
Ｍｏ：０質量％超、０．５０質量％以下
からなる群より選択される１種以上を更に含有する、態様１に記載の母材靭性と継手靭性に優れた高張力鋼板である。
本発明の態様３は、
態様１または態様２に記載の成分を有する鋼を１０００℃以上１２５０℃以下で加熱する工程と、前記加熱後の熱間圧延工程と、を含み、
前記熱間圧延工程は、
９００℃以上の温度域で、３０％以上の累積圧下率で圧下する工程と、
Ａｒ３以上９００℃未満の温度域で、２０％以上８０％以下の累積圧下率で圧下する工程と、
（Ａｒ３−３０℃）以上の冷却開始温度から、５００℃以上、（前記冷却開始温度−２０℃）以下の冷却停止温度まで、１℃／秒以上１０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する工程と、
を含む、態様１または態様２に記載の母材靭性と継手靭性に優れた高張力鋼板の製造方法である。
ここで、
Ａｒ３（℃）＝８６８−３６９×［Ｃ］＋２４．６×［Ｓｉ］−６８．１×［Ｍｎ］−３６．１×［Ｎｉ］−２０．７×［Ｃｕ］−２４．８×［Ｃｒ］＋２９．６×［Ｍｏ］
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。
態様１または態様２に記載の成分を有する鋼を１０００℃以上１２５０℃以下で加熱する工程と、前記加熱後の熱間圧延工程と、を含み、
前記熱間圧延工程は、
９００℃以上の温度域で、３０％以上の累積圧下率で圧下する工程と、
Ａｒ３以上９００℃未満の温度域で、２０％以上８０％以下の累積圧下率で圧下する工程と、
（Ａｒ３−３０℃）以上の冷却開始温度から、５００℃以上、（前記冷却開始温度−２０℃）以下の冷却停止温度まで、１℃／秒以上１０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する工程と、
を含む、態様１または態様２に記載の母材靭性と継手靭性に優れた高張力鋼板の製造方法である。
ここで、
Ａｒ３（℃）＝８６８−３６９×［Ｃ］＋２４．６×［Ｓｉ］−６８．１×［Ｍｎ］−３６．１×［Ｎｉ］−２０．７×［Ｃｕ］−２４．８×［Ｃｒ］＋２９．６×［Ｍｏ］
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。
本発明によれば、高強度かつ、より低温での優れた母材靭性を有すると共に、溶接を行ったときの溶接継手部の低温靭性にも優れた高張力鋼板を得ることができる。
本発明者らは鋭意検討した結果、所定の化学成分の含有量から計算されるパラメータＰＹを１．３００以上２．５００以下とし、フェライトの面積分率を６０％以上とし、円相当直径が７．５μｍ以下のフェライトの合計面積分率（以下、「ＦＲ」という場合がある）を２０％以上にすることにより、高強度かつ、従来よりも低温での優れた母材靭性を有すると共に、溶接を行ったときの溶接継手部の低温靭性にも優れた高張力鋼板を得られることを見出した。
１．化学成分組成
以下に本発明に係る高張力鋼板の化学成分組成について説明する。まず、基本となる元素である、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｎｉ、ＴｉおよびＮについて説明し、さらに選択的に添加してよい元素について説明する。
以下に本発明に係る高張力鋼板の化学成分組成について説明する。まず、基本となる元素である、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｎｉ、ＴｉおよびＮについて説明し、さらに選択的に添加してよい元素について説明する。
［Ｃ：０．０２質量％以上、０．０６質量％以下］
Ｃは、鋼板の高強度化に寄与する元素であるため、０．０２質量％以上含有させる。Ｃ含有量は、好ましくは０．０３質量％以上である。一方、Ｃが過剰に含有すると、ＭＡ形成による母材靭性の低下やＨＡＺ靭性（すなわち、ＨＡＺ部における靭性）の低下、更には溶接性を劣化させる。そのため、Ｃ含有量は、０．０６質量％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５質量％以下である。なお、上記「ＭＡ」とは、ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔの略であり、マルテンサイトとオーステナイトの複合体（複合組織）である。「ＭＡ」は、「島状マルテンサイト」とも呼ばれる。
Ｃは、鋼板の高強度化に寄与する元素であるため、０．０２質量％以上含有させる。Ｃ含有量は、好ましくは０．０３質量％以上である。一方、Ｃが過剰に含有すると、ＭＡ形成による母材靭性の低下やＨＡＺ靭性（すなわち、ＨＡＺ部における靭性）の低下、更には溶接性を劣化させる。そのため、Ｃ含有量は、０．０６質量％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５質量％以下である。なお、上記「ＭＡ」とは、ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔの略であり、マルテンサイトとオーステナイトの複合体（複合組織）である。「ＭＡ」は、「島状マルテンサイト」とも呼ばれる。
［Ｓｉ：０質量％超、０．５０質量％以下］
Ｓｉは、脱酸材として有効な元素であり、母材強度の向上にも有効な元素である。そのため、Ｓｉ含有量は、０質量％超とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０５質量％以上、より好ましくは０．１０質量％以上である。一方、Ｓｉを過剰に含有させると、ＭＡ形成による母材の靭性、およびＨＡＺ靭性を低下させるため、Ｓｉ含有量は、０．５０質量％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３５質量％以下、より好ましくは０．３０質量％以下である。
Ｓｉは、脱酸材として有効な元素であり、母材強度の向上にも有効な元素である。そのため、Ｓｉ含有量は、０質量％超とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０５質量％以上、より好ましくは０．１０質量％以上である。一方、Ｓｉを過剰に含有させると、ＭＡ形成による母材の靭性、およびＨＡＺ靭性を低下させるため、Ｓｉ含有量は、０．５０質量％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３５質量％以下、より好ましくは０．３０質量％以下である。
［Ｍｎ：０．９０質量％以上、１．６０質量％以下］
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、変態温度を低温化させることで、圧延による組織微細化に有効な元素である。また、Ｍｎは、高強度化に有効な元素でもある。そのため、Ｍｎは、０．９０質量％以上含有させる。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．１０質量％以上、より好ましくは１．２０質量％以上である。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、ＭｎＳが粗大化し、母材靭性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は、１．６０質量％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５５質量％以下である。
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、変態温度を低温化させることで、圧延による組織微細化に有効な元素である。また、Ｍｎは、高強度化に有効な元素でもある。そのため、Ｍｎは、０．９０質量％以上含有させる。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．１０質量％以上、より好ましくは１．２０質量％以上である。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、ＭｎＳが粗大化し、母材靭性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は、１．６０質量％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５５質量％以下である。
［Ｐ：０質量％超、０．０３質量％以下］
Ｐは、不可避不純物であり、母材と継手の靭性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｐ含有量は、０．０３質量％以下に抑制する。Ｐは、工業上０質量％にすることは困難であり、下限は０質量％超である。
Ｐは、不可避不純物であり、母材と継手の靭性に悪影響を及ぼす。そのため、Ｐ含有量は、０．０３質量％以下に抑制する。Ｐは、工業上０質量％にすることは困難であり、下限は０質量％超である。
［Ｓ：０質量％超、０．０１質量％以下］
Ｓは、ＭｎＳを形成して母材靭性を劣化させる元素である。そのため、Ｓは、０．０１質量％以下に抑制する必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５質量％以下である。Ｓは、工業上０質量％にすることは困難であり、下限は０質量％超である。
Ｓは、ＭｎＳを形成して母材靭性を劣化させる元素である。そのため、Ｓは、０．０１質量％以下に抑制する必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５質量％以下である。Ｓは、工業上０質量％にすることは困難であり、下限は０質量％超である。
［Ａｌ：０．０２０質量％以上、０．０７０質量％以下］
Ａｌは、脱酸に必要な元素である。この効果を発揮させるには、Ａｌを０．０２０質量％以上含有させる。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０２５質量％以上である。一方、Ａｌを過剰に含有させると、アルミナ系の粗大な介在物が形成され、靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は、０．０７０質量％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０６５質量％以下、より好ましくは０．０６０質量％以下である。
Ａｌは、脱酸に必要な元素である。この効果を発揮させるには、Ａｌを０．０２０質量％以上含有させる。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０２５質量％以上である。一方、Ａｌを過剰に含有させると、アルミナ系の粗大な介在物が形成され、靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は、０．０７０質量％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０６５質量％以下、より好ましくは０．０６０質量％以下である。
［Ｃｕ：０．１０質量％以上、０．４０質量％以下］
Ｃｕは、強度向上に有効な元素である。この効果を発揮させるためには、Ｃｕを０．１０質量％以上含有させる必要がある。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１５質量％以上である。一方、Ｃｕが過剰に含有されると、熱間加工の際に割れが発生しやすくなる。そのため、Ｃｕ含有量は、０．４０質量％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．３５質量％以下である。
Ｃｕは、強度向上に有効な元素である。この効果を発揮させるためには、Ｃｕを０．１０質量％以上含有させる必要がある。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１５質量％以上である。一方、Ｃｕが過剰に含有されると、熱間加工の際に割れが発生しやすくなる。そのため、Ｃｕ含有量は、０．４０質量％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．３５質量％以下である。
［Ｎｂ：０．０１０質量％以上、０．０６０質量％以下］
Ｎｂは、オーステナイト粒の再結晶化を抑制し、フェライトを微細化させる元素である。この効果を得るためには、Ｎｂを０．０１０質量％以上含有させる。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１５質量％以上、より好ましくは０．０２０質量％以上である。一方、Ｎｂを過剰に含有させると、ＭＡが形成され、靭性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は、０．０６０質量％以下とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０５５質量％以下である。
Ｎｂは、オーステナイト粒の再結晶化を抑制し、フェライトを微細化させる元素である。この効果を得るためには、Ｎｂを０．０１０質量％以上含有させる。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１５質量％以上、より好ましくは０．０２０質量％以上である。一方、Ｎｂを過剰に含有させると、ＭＡが形成され、靭性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は、０．０６０質量％以下とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０５５質量％以下である。
［Ｎｉ：０．４０質量％以上、０．８０質量％以下］
Ｎｉは、鋼板の強度と低温靭性の向上に有効な元素であり、ＨＡＺ靭性の向上にも有効である。Ｎｉ含有量が０．４０質量％未満では、Ｎｉの添加効果が不足し、鋼板における良好な低温靭性が確保できない。そのため、Ｎｉは、０．４０質量％以上含有させる。Ｎｉ含有量は、好ましくは、０．４５質量％以上、より好ましくは０．５０質量％以上である。一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、低温での延性破壊の抑制効果よりも強度上昇効果が過剰になり、低温靭性が劣化する。そのため、Ｎｉ含有量は、０．８０質量％以下とする必要がある。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．７５質量％以下である。
Ｎｉは、鋼板の強度と低温靭性の向上に有効な元素であり、ＨＡＺ靭性の向上にも有効である。Ｎｉ含有量が０．４０質量％未満では、Ｎｉの添加効果が不足し、鋼板における良好な低温靭性が確保できない。そのため、Ｎｉは、０．４０質量％以上含有させる。Ｎｉ含有量は、好ましくは、０．４５質量％以上、より好ましくは０．５０質量％以上である。一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、低温での延性破壊の抑制効果よりも強度上昇効果が過剰になり、低温靭性が劣化する。そのため、Ｎｉ含有量は、０．８０質量％以下とする必要がある。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．７５質量％以下である。
［Ｔｉ：０．００５質量％以上、０．０２５質量％以下］
Ｔｉは、強力な窒化物形成元素であり、微量でＴｉＮの微細析出による結晶粒の微細化効果を発揮する。この効果を発揮させるには、Ｔｉは０．００５質量％以上含有させる。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００７質量％以上である。一方、Ｔｉが過剰に含有されると、継手靭性の低下を招く。そのため、Ｔｉ含有量は、０．０２５質量％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２３質量％以下とする。
Ｔｉは、強力な窒化物形成元素であり、微量でＴｉＮの微細析出による結晶粒の微細化効果を発揮する。この効果を発揮させるには、Ｔｉは０．００５質量％以上含有させる。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００７質量％以上である。一方、Ｔｉが過剰に含有されると、継手靭性の低下を招く。そのため、Ｔｉ含有量は、０．０２５質量％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２３質量％以下とする。
［Ｎ：０．００２０質量％以上、０．００８０質量％以下］
Ｎは、ＡｌＮ、ＴｉＮを生成し、熱間圧延前の加熱時および溶接時におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、母材靭性やＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。この効果を発揮させるには、Ｎを０．００２０質量％以上含有させる。Ｎ含有量は、好ましくは０．００３０質量％以上である。一方、Ｎを過剰に含有させると、固溶Ｎの増大により、母材靭性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は、０．００８０質量％以下である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７０質量％以下である。
Ｎは、ＡｌＮ、ＴｉＮを生成し、熱間圧延前の加熱時および溶接時におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、母材靭性やＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。この効果を発揮させるには、Ｎを０．００２０質量％以上含有させる。Ｎ含有量は、好ましくは０．００３０質量％以上である。一方、Ｎを過剰に含有させると、固溶Ｎの増大により、母材靭性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は、０．００８０質量％以下である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００７０質量％以下である。
［残部］
残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
本発明の高張力鋼板の特性を維持できる限り、任意のその他の元素を更に含んでよい。そのように選択的に含有させることができるその他の元素を以下に例示する。
［Ｂ：０質量％超、０．００１５質量％以下、Ｃａ：０質量％超、０．００３質量％以下、およびＭｏ：０質量％超、０．５０質量％以下からなる群より選択される１種以上］
必要に応じて、Ｂ：０質量％超、０．００１５質量％以下、Ｃａ：０質量％超、０．００３質量％以下、およびＭｏ：０質量％超、０．５０質量％以下からなる群より選択される１種以上を含有させてもよい。
必要に応じて、Ｂ：０質量％超、０．００１５質量％以下、Ｃａ：０質量％超、０．００３質量％以下、およびＭｏ：０質量％超、０．５０質量％以下からなる群より選択される１種以上を含有させてもよい。
Ｂは、ＢＮを生成することで靭性に悪影響を及ぼす固溶Ｎを低下させる作用を有する。そのため、Ｂは０質量％超含有させてもよい。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００５質量％以上である。一方、Ｂ含有量が多過ぎると、Ｂの析出物を増加させて靭性が却って劣化する。そのため、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は、０．００１５質量％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１２質量％以下である。
Ｃａは、介在物の制御により鋼板の靭性を向上させるのに有効な元素である。そのため、Ｃａは０質量％超含有させてもよい。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００５質量％以上である。一方、Ｃａを過剰に含有させると、靭性が低下する。そのため、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は、０．００３質量％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００２５質量％以下である。
Ｍｏは、強度を向上させるのに有効な元素である。そのため、Ｍｏは０質量％超含有させてもよい。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．１０質量％以上である。一方、Ｍｏを過剰に含有させると、靭性が低下する。そのため、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は、０．５０質量％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４０質量％以下である。
［Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ：合計で約０．００１０質量％以下］
Ｍｇ、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：希土類元素）、Ｚｒなどの酸化物を形成する元素は、合計で約０．００１０質量％以下の不可避不純物レベルであれば特性への影響は小さいため、含有されてもよい。
Ｍｇ、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：希土類元素）、Ｚｒなどの酸化物を形成する元素は、合計で約０．００１０質量％以下の不可避不純物レベルであれば特性への影響は小さいため、含有されてもよい。
［パラメータＰＹ：１．３００以上２．５００以下］
本発明では、下記式（１）で表されるパラメータＰＹを１．３００以上２．５００以下に制御する。パラメータＰＹを構成するＮｂおよびＣは、ＮｂＣとして析出することによりオーステナイト粒の再結晶化を抑制し、未再結晶域を拡大させる。そのため、ＮｂおよびＣは、圧延によるフェライトの微細化促進に寄与する元素である。パラメータＰＹを構成するＳｉ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは、オーステナイトを安定化させ、フェライト核形成温度を低温化させることで、圧延による組織微細化に寄与する元素である。本発明者らは、フェライトの微細化に寄与するこれらの元素を考慮して実験を行うことにより、パラメータＰＹを見出した。パラメータＰＹが１．３００未満の場合、強度靭性バランスが悪化する（すなわち、母材の強度および低温靭性のうち１つ以上が悪化する）。そのため、パラメータＰＹは、１．３００以上とした。パラメータＰＹは、好ましくは１．４００以上、より好ましくは１．５００以上である。一方、継手組織中のＭＡを低減するため検討を行った結果、パラメータＰＹとＭＡ分率に相関があることが見出された。すなわち、パラメータＰＹが２．５００を超えると、継手組織中のＭＡ分率が増大し、継手の低温靭性が悪化する。そのため、パラメータＰＹは２．５００以下とする。パラメータＰＹは、好ましくは２．４００以下、より好ましくは２．３００以下である。
パラメータＰＹ＝１０×（［Ｎｂ］＋３×［Ｃ］）×（２×［Ｓｉ］＋［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｍｏ］） ・・・（１）
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。
本発明では、下記式（１）で表されるパラメータＰＹを１．３００以上２．５００以下に制御する。パラメータＰＹを構成するＮｂおよびＣは、ＮｂＣとして析出することによりオーステナイト粒の再結晶化を抑制し、未再結晶域を拡大させる。そのため、ＮｂおよびＣは、圧延によるフェライトの微細化促進に寄与する元素である。パラメータＰＹを構成するＳｉ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは、オーステナイトを安定化させ、フェライト核形成温度を低温化させることで、圧延による組織微細化に寄与する元素である。本発明者らは、フェライトの微細化に寄与するこれらの元素を考慮して実験を行うことにより、パラメータＰＹを見出した。パラメータＰＹが１．３００未満の場合、強度靭性バランスが悪化する（すなわち、母材の強度および低温靭性のうち１つ以上が悪化する）。そのため、パラメータＰＹは、１．３００以上とした。パラメータＰＹは、好ましくは１．４００以上、より好ましくは１．５００以上である。一方、継手組織中のＭＡを低減するため検討を行った結果、パラメータＰＹとＭＡ分率に相関があることが見出された。すなわち、パラメータＰＹが２．５００を超えると、継手組織中のＭＡ分率が増大し、継手の低温靭性が悪化する。そのため、パラメータＰＹは２．５００以下とする。パラメータＰＹは、好ましくは２．４００以下、より好ましくは２．３００以下である。
パラメータＰＹ＝１０×（［Ｎｂ］＋３×［Ｃ］）×（２×［Ｓｉ］＋［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｍｏ］） ・・・（１）
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。
図１〜図４を参照しながら、パラメータＰＹを設定した理由についてさらに詳細に説明する。
本発明者らは、低温での継手靭性を確保すべく、継手の低温靭性と継手の組織との関係について調査した。後述する実施例に示す通り、溶接して得られた溶接物の、継手の靭性を評価するために、−６２℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ−６２℃を測定した。図１は、このｖＥ−６２℃と該継手のＭＡ（島状マルテンサイト）分率の関係を示すグラフである。本発明で目標とする、ｖＥ−６２℃が２７Ｊ以上の優れた低温靭性を達成するには、図１に示す通り、上記継手の組織に占めるＭＡの分率を、４面積％以下に抑える必要があることを見出した。
本発明者らは、継手の組織中のＭＡ分率を抑えるべく、その手段について検討を行った。図２は、上記継手のＭＡ分率と、上記パラメータＰＹとの関係を示したグラフである。上記図１および図２におけるＭＡ分率は、後述する実施例等の溶接後の溶接物における継手の組織を観察して求めたものである。図２に示す通り、パラメータＰＹを２．５００以下に抑えれば、上記継手の組織中のＭＡ分率を４面積％以下に抑えられることを見出した。
一方、本発明は、優れた母材の強度靭性バランスの両立も目的とする。そこで、本発明者らは、さらに鋭意検討したところ、上述のようにパラメータＰＹを満足させて、継手靭性を確保しても、母材組織中にＭＡが残存してしまう場合があった。ＭＡの残存により、母材の低温靭性が悪化し、その結果、母材の強度靭性バランスも悪化し得る。そこで、本発明者らは、円相当直径が７．５μｍ以下の微細なフェライトの面積率を増大させることにより、上記ＭＡの残存の影響を軽微にできるのではないかと考え、さらに鋭意検討した。図３は、円相当直径が７．５μｍ以下のフェライトの面積率（ＦＲ）とパラメータＰＹとの関係を示したグラフである。上記鋭意検討した結果、図３に示す通り、パラメータＰＹを１．３００以上とすることにより、円相当直径が７．５μｍ以下の微細なフェライトの面積率を２０％以上に増大できることを見出した。
本発明者らは、上記微細なフェライトの面積率の増大による母材の強度靭性バランスへの影響について確認した。なお、本発明では、母材の引張強度と破面遷移温度とから計算されるパラメータＴＶを強度靭性バランスの指標とした。パラメータＴＶが−４０００以下であれば、強度靭性バランスが良好であるといえる。パラメータＴＶの詳細は、後述する。図４は、パラメータＰＹとパラメータＴＶとの関係を示すグラフである。図４に示す通り、パラメータＰＹを１．３００以上とすることにより、パラメータＴＶが−４０００以下となり、強度靭性バランスが良好であることを確認した。以上のようにして、本発明者らは、パラメータＰＹを１．３００以上２．５００以下にすることにより、母材の強度靭性バランスと継手部の低温靭性とを共に向上させることができることを見出した。
２．母材の金属組織
以下に本発明の高張力鋼板の金属組織の詳細を説明する。
以下に本発明の高張力鋼板の金属組織の詳細を説明する。
［フェライトの面積分率:６０％以上］
後述する微細なフェライトによる強度靭性バランスの向上を図るため、全金属組織に対するフェライトの面積分率は、６０％以上とする。フェライトの面積分率は、好ましくは７０％以上、より好ましくは７８％以上である。フェライトの面積分率は、本発明の鋼板の化学成分組成および製造方法を考慮すれば、好ましくは９９％以下、より好ましくは９８％以下である。フェライトの面積分率の測定方法は後述する。
後述する微細なフェライトによる強度靭性バランスの向上を図るため、全金属組織に対するフェライトの面積分率は、６０％以上とする。フェライトの面積分率は、好ましくは７０％以上、より好ましくは７８％以上である。フェライトの面積分率は、本発明の鋼板の化学成分組成および製造方法を考慮すれば、好ましくは９９％以下、より好ましくは９８％以下である。フェライトの面積分率の測定方法は後述する。
［円相当直径が７．５μｍ以下のフェライトの合計面積分率:２０％以上］
上述したように、継手の靭性を得るためには所定の成分範囲とパラメータＰＹを満足する必要がある。しかし、所定の成分範囲とパラメータＰＹを満足させて、母材強度と継手の靭性を確保しても、母材組織にＭＡが残存してしまう場合がある。ＭＡは破壊の起点となり、母材靭性を劣化させ、強度靭性バランスを悪化させる場合がある。円相当直径が７．５μｍ以下のフェライトの合計面積分率（ＦＲ）を全金属組織に対して２０％以上確保することにより、ＭＡの上記影響を軽微にすることができる。当該合計面積分率は、好ましくは２５％以上、より好ましくは３０％以上である。当該合計面積分率の上限は、特に限定されないが、化学成分組成および製造条件を考慮すると８０％程度である。当該合計面積分率の測定方法は、後述する。
上述したように、継手の靭性を得るためには所定の成分範囲とパラメータＰＹを満足する必要がある。しかし、所定の成分範囲とパラメータＰＹを満足させて、母材強度と継手の靭性を確保しても、母材組織にＭＡが残存してしまう場合がある。ＭＡは破壊の起点となり、母材靭性を劣化させ、強度靭性バランスを悪化させる場合がある。円相当直径が７．５μｍ以下のフェライトの合計面積分率（ＦＲ）を全金属組織に対して２０％以上確保することにより、ＭＡの上記影響を軽微にすることができる。当該合計面積分率は、好ましくは２５％以上、より好ましくは３０％以上である。当該合計面積分率の上限は、特に限定されないが、化学成分組成および製造条件を考慮すると８０％程度である。当該合計面積分率の測定方法は、後述する。
［残部組織］
残部組織は、パーライト、ベイナイト、セメンタイト、残留オーステナイト、マルテンサイトおよびＭＡからなる群から選択される１種以上である。母材のＭＡの面積分率は、靭性確保の観点から、好ましくは１０％以下、より好ましくは８％以下、更により好ましくは６％以下である。また、母材のＭＡの面積分率は、靭性確保の観点から０％が好ましいが、本成分範囲では必然的に生成し得る。そのため、母材には、ＭＡが面積分率で０．５％以上、更には０．６％以上存在する場合がある。なお、円相当直径が７．５μｍ以下のフェライトの合計面積分率が２０％以上である限り、円相当直径が７．５μｍ超のフェライトが存在してもよい。
残部組織は、パーライト、ベイナイト、セメンタイト、残留オーステナイト、マルテンサイトおよびＭＡからなる群から選択される１種以上である。母材のＭＡの面積分率は、靭性確保の観点から、好ましくは１０％以下、より好ましくは８％以下、更により好ましくは６％以下である。また、母材のＭＡの面積分率は、靭性確保の観点から０％が好ましいが、本成分範囲では必然的に生成し得る。そのため、母材には、ＭＡが面積分率で０．５％以上、更には０．６％以上存在する場合がある。なお、円相当直径が７．５μｍ以下のフェライトの合計面積分率が２０％以上である限り、円相当直径が７．５μｍ超のフェライトが存在してもよい。
上述したように、本発明では、パラメータＰＹを２．５００以下としているため、本発明の高張力鋼板を用いて溶接した場合に、継手組織中のＭＡ分率が低減され、継手部の低温靭性が向上する。そのため、パラメータＰＹを上記のように制御すれば、継手組織中のＭＡ分率は特に限定されないが、好ましくは３．５％以下、より好ましくは３．２％以下である。
３．特性
以下に、本発明の高張力鋼板（母材）の特性、および本発明の高張力鋼板を用いて溶接したときの継手部の特性について以下に詳述する。
以下に、本発明の高張力鋼板（母材）の特性、および本発明の高張力鋼板を用いて溶接したときの継手部の特性について以下に詳述する。
３−１．鋼板の特性
（１）強度靭性バランス（ＴＶ）
本発明の高張力鋼板は、強度靭性バランスが優れている。すなわち、本発明の高張力鋼板は、高強度であると共に、従来よりも低温靭性に優れている。強度靭性バランスの評価には、下記式（２）で表されるパラメータＴＶを用いた。パラメータＴＶが−４０００以下である場合に、強度靭性バランスが優れているとした。
ＴＶ＝３×ｖＴｒｓ−７×ＴＳ ・・・（２）
ただし、
ｖＴｒｓ：母材の破面遷移温度（℃）
ＴＳ：母材の引張強さ（ＭＰａ）
（１）強度靭性バランス（ＴＶ）
本発明の高張力鋼板は、強度靭性バランスが優れている。すなわち、本発明の高張力鋼板は、高強度であると共に、従来よりも低温靭性に優れている。強度靭性バランスの評価には、下記式（２）で表されるパラメータＴＶを用いた。パラメータＴＶが−４０００以下である場合に、強度靭性バランスが優れているとした。
ＴＶ＝３×ｖＴｒｓ−７×ＴＳ ・・・（２）
ただし、
ｖＴｒｓ：母材の破面遷移温度（℃）
ＴＳ：母材の引張強さ（ＭＰａ）
（２）引張強さ（ＴＳ）、降伏強さ（ＹＰ）、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）
鋼板の特性は、上記パラメータＴＶを満足すればよい。引張強さ（ＴＳ）は、好ましくは５１５ＭＰａ以上、より好ましくは５２０ＭＰａ以上である。降伏強さ（ＹＰ）は、好ましくは３６０ＭＰａ以上、より好ましくは３８０ＭＰａ以上である。破面遷移温度（ｖＴｒｓ）は、好ましくは−８０℃以下、さらに好ましくは−９０℃以下である。
鋼板の特性は、上記パラメータＴＶを満足すればよい。引張強さ（ＴＳ）は、好ましくは５１５ＭＰａ以上、より好ましくは５２０ＭＰａ以上である。降伏強さ（ＹＰ）は、好ましくは３６０ＭＰａ以上、より好ましくは３８０ＭＰａ以上である。破面遷移温度（ｖＴｒｓ）は、好ましくは−８０℃以下、さらに好ましくは−９０℃以下である。
３−２．継手部の特性
本発明の高張力鋼板は、入熱量１０ｋＪ／ｍｍ以上１１ｋＪ／ｍｍ以下の溶接を行ったときに形成される継手部が、優れた低温靭性を有する。具体的には、継手の−６２℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ−６２℃が２７Ｊ以上である。ｖＥ−６２℃は、好ましくは３０Ｊ以上、さらに好ましくは４０Ｊ以上である。
本発明の高張力鋼板は、入熱量１０ｋＪ／ｍｍ以上１１ｋＪ／ｍｍ以下の溶接を行ったときに形成される継手部が、優れた低温靭性を有する。具体的には、継手の−６２℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ−６２℃が２７Ｊ以上である。ｖＥ−６２℃は、好ましくは３０Ｊ以上、さらに好ましくは４０Ｊ以上である。
４．製造方法
次に本発明に係る高張力鋼板の製造方法について説明する。
次に本発明に係る高張力鋼板の製造方法について説明する。
本発明者らは、所定の化学成分組成を有する鋼に、後述の熱間圧延を施すことにより、上述の所望の金属組織を有し、その結果、上述の所望の特性を有する高張力鋼板が得られることを見出した。以下にその詳細を説明する。
上記化学成分組成を有する鋼片を加熱後に、以下の条件で熱間圧延を行う。圧延前の加熱工程では、スラブ等の鋼片を、例えば１０００℃〜１２５０℃で加熱することが好ましい。
［９００℃以上の温度域で、３０％以上の累積圧下率で圧下する工程］
オーステナイト粒を微細化するためには、再結晶温度域に加熱後に十分な圧下を行う必要がある。再結晶温度域において累積圧下率:３０％以上（以下、当該累積圧下率を「第１の累積圧下率」という）の圧下を加えることによって、オーステナイト粒内に転位を蓄積させ、この転位を駆動力として新たな結晶粒を生成できる。上記のような化学成分組成を有する鋼板では、９００℃以上の高温域（再結晶温度域）で圧下を加えることによって再結晶が生じることになる。上記の効果を有効に発揮させるためには、第１の累積圧下率を３０％以上、好ましくは３５％以上とする。第１の累積圧下率は、通常８０％以下である。
オーステナイト粒を微細化するためには、再結晶温度域に加熱後に十分な圧下を行う必要がある。再結晶温度域において累積圧下率:３０％以上（以下、当該累積圧下率を「第１の累積圧下率」という）の圧下を加えることによって、オーステナイト粒内に転位を蓄積させ、この転位を駆動力として新たな結晶粒を生成できる。上記のような化学成分組成を有する鋼板では、９００℃以上の高温域（再結晶温度域）で圧下を加えることによって再結晶が生じることになる。上記の効果を有効に発揮させるためには、第１の累積圧下率を３０％以上、好ましくは３５％以上とする。第１の累積圧下率は、通常８０％以下である。
［Ａｒ３以上９００℃未満の温度域で、２０％以上８０％以下の累積圧下率で圧下する工程］
続いて、フェライトの生成核となりうる変形帯を増やすために、未再結晶温度域においても十分な圧下を必要とする。再結晶温度域よりも低温で圧下を加えると、オーステナイト粒は新たな結晶粒を生成できなくなり、扁平した組織となり、粒内に変形帯が導入される。しかしながら、未再結晶温度域の高温側での圧下は混粒組織を生じやすく、粗大なフェライトが生成されやすい。そのため、圧下を加える温度域をＡｒ３以上９００℃未満とした。未再結晶温度域の低温側での圧下は、上記の効果を有効に発揮させるために、累積圧下率（以下、当該累積圧下率を「第２の累積圧下率」という）を２０％以上、好ましくは２５％以上とする。第２の累積圧下率は、通常８０％以下である。
続いて、フェライトの生成核となりうる変形帯を増やすために、未再結晶温度域においても十分な圧下を必要とする。再結晶温度域よりも低温で圧下を加えると、オーステナイト粒は新たな結晶粒を生成できなくなり、扁平した組織となり、粒内に変形帯が導入される。しかしながら、未再結晶温度域の高温側での圧下は混粒組織を生じやすく、粗大なフェライトが生成されやすい。そのため、圧下を加える温度域をＡｒ３以上９００℃未満とした。未再結晶温度域の低温側での圧下は、上記の効果を有効に発揮させるために、累積圧下率（以下、当該累積圧下率を「第２の累積圧下率」という）を２０％以上、好ましくは２５％以上とする。第２の累積圧下率は、通常８０％以下である。
ここで、Ａｒ３（℃）は、下記式より算出される。
Ａｒ３（℃）＝８６８−３６９×［Ｃ］＋２４．６×［Ｓｉ］−６８．１×［Ｍｎ］−３６．１×［Ｎｉ］−２０．７×［Ｃｕ］−２４．８×［Ｃｒ］＋２９．６×［Ｍｏ］
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。
Ａｒ３（℃）＝８６８−３６９×［Ｃ］＋２４．６×［Ｓｉ］−６８．１×［Ｍｎ］−３６．１×［Ｎｉ］−２０．７×［Ｃｕ］−２４．８×［Ｃｒ］＋２９．６×［Ｍｏ］
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。
なお、未再結晶温度域よりも低温となる二相温度域では、圧下を行うと鋼板の強度は向上するものの、加工強化に伴う応力集中が顕著になって、鋼板の靭性が劣化し得る。そのため、二相温度域では圧下は行わないことが好ましい。
上記第１の累積圧下率および第２の累積圧下率は、下式により算出した。
第１の累積圧下率（％）＝（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００
第２の累積圧下率（％）＝（Ｈ２−ｔ）／Ｈ２×１００
上記において、
Ｈ１は、９００℃以上の温度域での圧延開始時の板厚（例えばスラブ厚）、
Ｈ２は、９００℃以上の温度域での圧延終了時の板厚＝Ａｒ３以上９００℃未満の温度域での圧延開始時の板厚、
ｔは仕上厚であり、いずれも単位はｍｍである。
第１の累積圧下率（％）＝（Ｈ１−Ｈ２）／Ｈ１×１００
第２の累積圧下率（％）＝（Ｈ２−ｔ）／Ｈ２×１００
上記において、
Ｈ１は、９００℃以上の温度域での圧延開始時の板厚（例えばスラブ厚）、
Ｈ２は、９００℃以上の温度域での圧延終了時の板厚＝Ａｒ３以上９００℃未満の温度域での圧延開始時の板厚、
ｔは仕上厚であり、いずれも単位はｍｍである。
［（Ａｒ３−３０℃）以上の冷却開始温度から、５００℃以上、（冷却開始温度−２０℃）以下の冷却停止温度まで、１℃／秒以上１０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する工程］
続いて、（Ａｒ３−３０℃）以上の冷却開始温度から、５００℃以上、（冷却開始温度−２０℃）以下の冷却停止温度まで、１℃／秒以上１０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する。粒界フェライトが析出し粗大化すると、円相当直径が７．５μｍ以下のフェライトの合計面積分率が低下するため、（Ａｒ３−３０℃）以上の冷却開始温度から冷却する。冷却開始温度は、好ましくは（Ａｒ３−２０℃）以上、さらに好ましくは（Ａｒ３−１０℃）以上である。フェライトの微細化を図るために、冷却停止温度は低いほうがよい。そのため、冷却停止温度は、（冷却開始温度−２０℃）以下、好ましくは（冷却開始温度−３０℃）以下、さらに好ましくは（冷却開始温度−４０℃）以下とする。一方、冷却停止温度が低温となると、ＭＡ量が増加する。そのため、冷却停止温度は、５００℃以上、好ましくは５１０℃以上、さらに好ましくは５２０℃以上である。加速冷却によりフェライトの成長を抑えるためには、平均冷却速度を１．０℃／秒以上、好ましくは１．２℃／秒以上、さらに好ましくは１．５℃／秒以上とする必要がある。一方、平均冷却速度が速すぎると所望のフェライト分率を確保することができず靭性が低下する。そのため、平均冷却速度は、１０℃／秒以下、好ましくは９．０℃／秒以下、さらに好ましくは８．０℃／秒以下である。上記加速冷却後は、室温まで例えば放冷とすることができる。
続いて、（Ａｒ３−３０℃）以上の冷却開始温度から、５００℃以上、（冷却開始温度−２０℃）以下の冷却停止温度まで、１℃／秒以上１０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する。粒界フェライトが析出し粗大化すると、円相当直径が７．５μｍ以下のフェライトの合計面積分率が低下するため、（Ａｒ３−３０℃）以上の冷却開始温度から冷却する。冷却開始温度は、好ましくは（Ａｒ３−２０℃）以上、さらに好ましくは（Ａｒ３−１０℃）以上である。フェライトの微細化を図るために、冷却停止温度は低いほうがよい。そのため、冷却停止温度は、（冷却開始温度−２０℃）以下、好ましくは（冷却開始温度−３０℃）以下、さらに好ましくは（冷却開始温度−４０℃）以下とする。一方、冷却停止温度が低温となると、ＭＡ量が増加する。そのため、冷却停止温度は、５００℃以上、好ましくは５１０℃以上、さらに好ましくは５２０℃以上である。加速冷却によりフェライトの成長を抑えるためには、平均冷却速度を１．０℃／秒以上、好ましくは１．２℃／秒以上、さらに好ましくは１．５℃／秒以上とする必要がある。一方、平均冷却速度が速すぎると所望のフェライト分率を確保することができず靭性が低下する。そのため、平均冷却速度は、１０℃／秒以下、好ましくは９．０℃／秒以下、さらに好ましくは８．０℃／秒以下である。上記加速冷却後は、室温まで例えば放冷とすることができる。
本発明の高張力鋼板は、いわゆる厚鋼板として適用できるものである。板厚は、約６ｍｍ以上、好ましくは１０ｍｍ以上である。板厚の上限は、特に限定されないが、通常４０ｍｍ以下程度である。
表１に示した化学成分組成を満たす鋼片を表２に示した加熱温度で加熱後に、表２に示した条件で熱間圧延を行い、厚鋼板を製造した。表２において、「平均冷却速度」とは、（Ａｒ３−３０℃）以上の冷却開始温度から、５００℃以上、（冷却開始温度−２０℃）以下の冷却停止温度までの平均冷却速度をいう。「冷却停止温度」とは、上記「平均冷却速度」での冷却の停止温度をいう。表２には、製造した厚鋼板の板厚も示した。なお、表１で線（−）を記載したものは、その化学成分組成が検出されなかったことを意味する。また、表１および後述する表３において、下線を付した数値は、本発明の実施形態の範囲から外れていることを示している。
［金属組織の観察］
圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を観察できるよう上記厚鋼板からサンプルを採取した。金属組織観察は、観察対象に応じて３％ナイタール溶液またはレペラ溶液を用いて腐食させ、表面から６ｍｍ〜７ｍｍ位置を観察した。光学顕微鏡を用いて、倍率１００倍で、１視野が６００μｍ×８００μｍの領域を観察した。画像解析により、フェライトの面積分率、円相当直径が７．５μｍ以下のフェライトの面積分率、およびＭＡの面積分率を測定した。フェライトの面積分率が６０％以上、且つ円相当直径が７．５μｍ以下のフェライトの合計面積分率が２０％以上のサンプルを合格とした。
圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を観察できるよう上記厚鋼板からサンプルを採取した。金属組織観察は、観察対象に応じて３％ナイタール溶液またはレペラ溶液を用いて腐食させ、表面から６ｍｍ〜７ｍｍ位置を観察した。光学顕微鏡を用いて、倍率１００倍で、１視野が６００μｍ×８００μｍの領域を観察した。画像解析により、フェライトの面積分率、円相当直径が７．５μｍ以下のフェライトの面積分率、およびＭＡの面積分率を測定した。フェライトの面積分率が６０％以上、且つ円相当直径が７．５μｍ以下のフェライトの合計面積分率が２０％以上のサンプルを合格とした。
［母材の引張試験］
ｔ（板厚）／４の部位から圧延直角方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行ない、引張強さ（ＴＳ）および降伏強さ（ＹＰ）を測定した。
ｔ（板厚）／４の部位から圧延直角方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行ない、引張強さ（ＴＳ）および降伏強さ（ＹＰ）を測定した。
［母材の低温靭性の評価］
各鋼板の表面から、板厚方向へ６ｍｍ〜７ｍｍの位置がシャルピー試験片の中心部と同一となり、試験片の長手方向が圧延方向と直角となるように、試験片を採取した。そして、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度ｖＴｒｓを測定した。測定結果は、表３に示した。また、上記式（２）より強度靭性バランス（ＴＶ）を算出し、表３に示した。強度靭性バランス（ＴＶ）が−４０００以下のサンプルを、強度靭性バランスが優れる（合格）と評価した。
各鋼板の表面から、板厚方向へ６ｍｍ〜７ｍｍの位置がシャルピー試験片の中心部と同一となり、試験片の長手方向が圧延方向と直角となるように、試験片を採取した。そして、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度ｖＴｒｓを測定した。測定結果は、表３に示した。また、上記式（２）より強度靭性バランス（ＴＶ）を算出し、表３に示した。強度靭性バランス（ＴＶ）が−４０００以下のサンプルを、強度靭性バランスが優れる（合格）と評価した。
［継手の低温靭性の評価］
入熱量１０ｋＪ／ｍｍ以上１１ｋＪ／ｍｍ以下で溶接を行って得た溶接物から試験片を採取した。試験片は、溶接物の継手において、母材と同じ表面から板厚方向へ６ｍｍ〜７ｍｍの位置がシャルピー試験片の中心部と同一となり、かつ試験片の長手方向が、溶接線方向と直角であって圧延方向と直角となるように、試験片を採取した。そして、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い、−６２℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−６２℃）を求めて、継手部の低温靭性を評価した。ｖＥ−６２℃が２７Ｊ以上のサンプルを、低温靭性が優れる（合格）と評価した。
入熱量１０ｋＪ／ｍｍ以上１１ｋＪ／ｍｍ以下で溶接を行って得た溶接物から試験片を採取した。試験片は、溶接物の継手において、母材と同じ表面から板厚方向へ６ｍｍ〜７ｍｍの位置がシャルピー試験片の中心部と同一となり、かつ試験片の長手方向が、溶接線方向と直角であって圧延方向と直角となるように、試験片を採取した。そして、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の要領でシャルピー衝撃試験を行い、−６２℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−６２℃）を求めて、継手部の低温靭性を評価した。ｖＥ−６２℃が２７Ｊ以上のサンプルを、低温靭性が優れる（合格）と評価した。
また継手部の組織についても観察した。詳細には、継手部のサンプルを、観察対象に応じて３％ナイタール溶液またはレペラ溶液を用いて腐食させ、結晶粒界およびＭＡを現出させた。そして、表面から板厚方向へ６ｍｍ〜７ｍｍの位置において、光学顕微鏡を用いて、現出させた組織を倍率４００倍で、１視野が２００μｍ×１６０μｍの領域を観察した。画像解析ソフトにより、ＭＡの面積分率を算出した。
これらの評価結果を表３に示す。
表３の結果を考察する。Ｎｏ．１〜３、５、６、９〜１５は、本発明の規定を全て満足する発明例である。所定の化学成分組成および金属組織を有していたため、高強度かつ優れた低温靭性、すなわち、強度靭性バランスが優れていたと共に、継手部の低温靭性にも優れていた。
一方、Ｎｏ．４、７および８は、本発明の規定の何れかを満足しなかったため、特性が劣化した。具体的には、Ｎｏ．４は、パラメータＰＹが小さく、円相当直径７．５μｍ以下のフェライトの合計面積分率が小さかったため、強度靭性バランスが劣化した。Ｎｏ．７および８は、パラメータＰＹが高かったため、継手部のＭＡ分率が高くなり、継手部の低温靭性が劣化した。
Claims (3)
- Ｃ ：０．０２質量％以上、０．０６質量％以下、
Ｓｉ：０質量％超、０．５０質量％以下、
Ｍｎ：０．９０質量％以上、１．６０質量％以下、
Ｐ ：０質量％超、０．０３質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．０１質量％以下、
Ａｌ：０．０２０質量％以上、０．０７０質量％以下、
Ｃｕ：０．１０質量％以上、０．４０質量％以下、
Ｎｂ：０．０１０質量％以上、０．０６０質量％以下、
Ｎｉ：０．４０質量％以上、０．８０質量％以下、
Ｔｉ：０．００５質量％以上、０．０２５質量％以下、および
Ｎ ：０．００２０質量％以上、０．００８０質量％以下
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
下記式（１）で表されるパラメータＰＹが１．３００以上２．５００以下であり、
全金属組織に対して、
フェライトの面積分率が６０％以上であり、
円相当直径が７．５μｍ以下のフェライトの合計面積分率が２０％以上である、母材靭性と継手靭性に優れた高張力鋼板。
パラメータＰＹ＝１０×（［Ｎｂ］＋３×［Ｃ］）×（２×［Ｓｉ］＋［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］＋［Ｍｏ］） ・・・（１）
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。 - Ｂ ：０質量％超、０．００１５質量％以下、
Ｃａ：０質量％超、０．００３質量％以下、および
Ｍｏ：０質量％超、０．５０質量％以下
からなる群より選択される１種以上を更に含有する、請求項１に記載の母材靭性と継手靭性に優れた高張力鋼板。 - 請求項１または請求項２に記載の成分を有する鋼を１０００℃以上１２５０℃以下で加熱する工程と、前記加熱後の熱間圧延工程と、を含み、
前記熱間圧延工程は、
９００℃以上の温度域で、３０％以上の累積圧下率で圧下する工程と、
Ａｒ３以上９００℃未満の温度域で、２０％以上８０％以下の累積圧下率で圧下する工程と、
（Ａｒ３−３０℃）以上の冷却開始温度から、５００℃以上、（前記冷却開始温度−２０℃）以下の冷却停止温度まで、１℃／秒以上１０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する工程と、
を含む、請求項１または請求項２に記載の母材靭性と継手靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
ここで、
Ａｒ３（℃）＝８６８−３６９×［Ｃ］＋２４．６×［Ｓｉ］−６８．１×［Ｍｎ］−３６．１×［Ｎｉ］−２０．７×［Ｃｕ］−２４．８×［Ｃｒ］＋２９．６×［Ｍｏ］
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含まれない元素の含有量はゼロとする。
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