JP3920523B2 - 溶接性及び母材靭性に優れた高張力鋼板 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接性（耐低温割れ性及びＨＡＺ靭性）に優れると共に、良好な母材靭性（特にｖＥ-100≧１００Ｊレベルの極めて高い靭性）も兼ね備えた高張力鋼板に関するものである。本発明の高張力鋼板は、特に非常に高度の母材靭性が要求される海洋構造物等に好適に用いられる。
【０００２】
【従来の技術】
７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板では、母材強度の確保という観点から合金成分を多量に添加する為、小入熱溶接条件では冷却速度が速く、ＨＡＺ（溶接熱影響部）が硬化して溶接割れ（低温割れ）を生じ易いという問題がある。かかる溶接割れを防止する為には、溶接施工時に１００℃程度の予熱を行う必要があった。従って、この予熱工程を省略できれば施工効率が大きく上昇し、且つコストダウンにもつながる為、耐低温割れ性に優れた７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板の提供が切望されている。
【０００３】
ところで、耐低温割れ性の指標としては下式で定義されるＰｃｍ（％）というパラメーターが用いられている。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］
（式中、［ ］は各元素の含有量を示す）。
【０００４】
そして、従来は上記Ｐｃｍを制御することにより耐低温割れ性を改善すると共に、合金成分の含有量制限に伴う母材強度低下を、製造方法を改良する等して補っていた。これにより、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板において、母材製造時の焼入れにおける冷却速度が比較的速い薄物（≦３４ｍｍ）では予熱フリーを達成できたが、冷却速度が遅い厚物（≧４０ｍｍ）では予熱フリーと母材強度の両立を達成することができなかった。また、Ｃｕの析出を利用して母材強度を確保する方法も開示されているが、冷却速度が遅い厚物では充分な母材強度が得られなかった。
【０００５】
一方、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板において、大入熱溶接時にＨＡＺ靭性が劣化するという問題がある。これは、入熱が大きくなるとＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、それに伴いＨＡＺ部の焼入れ性が低下し、粗大な島状マルテンサイトが生成するため、靭性が低下すると考えられる。この様な問題は、厚物、薄物のいずれにおいても見られ、実施の溶接施工時には入熱制限（５ｋＪ／ｍｍ以下）を余儀なくされていた。
【０００６】
そこで、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板における大入熱ＨＡＺ靭性の改善を目的として種々の提案がなされている（特開平５−１６３５２７号公報、特開昭６１−４４１６１号公報等）が、いずれも不充分であった。
【０００７】
この様に小入熱溶接においてＨＡＺ部は高温に加熱され、且つ冷却速度が速い為、硬化して低温割れを起こし易い。一方、母材は板厚が厚くなる程冷却速度が遅くなる為、圧延後の焼入れで強度が確保し難くなる。従って、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板での厚物では、小入熱溶接時の低温割れを防止する為、冷却速度が速い場合に硬くならない様にした上で、鋼板製造時の焼入れ過程において冷却速度が遅い場合に如何に強度を確保するかが最重要課題となる。
【０００８】
また、厚物、薄物のいずれにおいても、大入熱溶接に際しては、ＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、それに伴いＨＡＺ部の焼入れ性が低下し、島状マルテンサイト組織が生成するため靭性が低下するが、このＨＡＺ靭性を改善するためには、冷却速度が遅い場合に、如何にして島状マルテンサイト組織の生成を抑制するかが課題となる。
【０００９】
更に近年、特に海洋構造物等の分野においては、母材靭性の更なる向上が切望されており、母材靭性ｖＥ-100≧１００Ｊといった極めて高度の靭性を確保すべく検討が進められている。
【００１０】
一般に母材靭性の改善に当たっては、焼入れ性を高めることが提案されているが、焼入れ性の増大は耐割れ性を劣化することが知られている為、好ましい手段ではない。また、特開平６−２４０３５３には引張強さが７８０ＭＰａ級で、溶接性にも優れた低温靭性の良好な高張力鋼板が提案されているが、これは、一段目の加工熱処理で微細な炭化物及び窒化物の分散を有するベイナイト組織とすることにより、再加熱の際に微細なオーステナイト粒を得るもので、これにより母材靭性の向上を図るものである。ところが上記方法は、圧延後に２回の加工熱処理からなる操作を１回以上繰返し行った後、焼戻し処理するものであり、繁雑な製造工程を経なければならず、しかも、得られる母材靭性にしても、例えばｖＥ-100≧１００Ｊレベルといった極めて高度の靭性を確保するまでには至っていない。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、溶接性（耐低温割れ性及びＨＡＺ靭性）に優れると共に、良好な母材靭性（特にｖＥ-100≧１００Ｊ）も兼ね備えた高張力鋼板を提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決し得た本発明に係る溶接性及び母材靭性に優れた高張力鋼板とは、
Ｃ ：０．０１０〜０．０６％（質量％の意味、以下同じ），
Ｍｎ：１．０〜３．０％，
Ｃｒ：０．１〜２．０％，
Ｍｏ：０．１〜１．５％，
を含有し、更に
Ｂ ：０．０００６〜０．００５０％を含有し、更に
Ｓｉ：１．０％以下 （０％を含まない），
Ｎｉ：６％以下 （０％を含む），
Ｎ ：０．０２０％以下（０％を含まない），
を含有し、更に
Ｔｉ：０．０３％以下，
Ｚｒ：０．０５％以下，及び
Ｈｆ：０．１０％以下
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有し、
残部：鉄及び不可避不純物であり、
板厚の１／４位置を鏡面研磨した試験片についての旧γ粒の短径および長径を測定したとき、｛（短径／長径）×１００｝で算出される旧γ粒の偏平率が平均で５０％以下であり、且つ、
下式（１）で表されるＫＰがＫＰ≧３．２を満足すると共に、
下式（２）で表されるＫＮが０．０≦ＫＮ≦３．０を満足するものであるところに要旨を有するものである。
ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］ … （１）
ＫＮ＝（［Ｎ］／１４−［Ｔｉ］／４８−[Ｚｒ]／９１−［Ｈｆ］／１７８）×１０4 …（２）
（式中、［ ］は各元素の含有量（％）を意味する）
【００１３】
ここで旧γ粒とは、旧オーステナイト粒を意味する。一般に組織がオーステナイトの状態から冷却されると、組織変態が起ってフェライトやセメンタイト等の別組織になる。この変態前のオーステナイト粒を、変態後の鋼材から見る立場から指す用語が旧γ粒である。
【００１４】
尚、本発明において、更にＣｕ：２．０％以下（０％を含む），Ｖ：０．１０％以下（０％を含む），Ａｌ：２．０％以下（０％を含む），Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含む）に制御された高張力鋼板や；更にＣａ：０．０００５〜０．００５％を含有する高張力鋼板や；上記ＫＰがＫＰ≧４．０を満足する高張力鋼板や；母材靭性ｖＥ−１００が１００Ｊ以上である高張力鋼板は、溶接性及び靭性が一層高められるので好ましい態様である。
【００１５】
【発明の実施の形態】
前述した通り、４９０〜５９０ＭＰａ級の高張力鋼板では、Ｐｃｍの制御により耐低温割れ性の改善と母材強度の確保を両立させることができたが、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板ではＰｃｍによる成分制御を行ったとしても、特に厚物において両特性の両立を図ることは困難であった。そこで本発明では成分設計に当たり、これまで耐低温割れ性の指標とされてきたＰｃｍではなく、全く別のパラメータにより耐低温割れ性を制御することができないか鋭意検討した。その結果、鋼組織を考慮した上式（１）で表されるＫＰを用い、更にＣ量を極低減化し、好ましくは更にＢを添加することにより耐低温割れ性と母材強度とを両立できることが明らかになると共に、一方、極めて高度の母材靭性を確保する為には、旧γ粒の偏平率を制御することが有効であることを見出し、本発明を完成したのである。
【００１６】
まず、本発明における耐低温割れ性の改善法について説明する。上述した通り、本発明では、Ｃを極低Ｃにすると共に、焼入れ性向上元素であるＭｎ，Ｃｒ及びＭｏを積極的に添加し、当該焼入れ性向上元素よって定められるＫＰ値を適切に制御すると共に、好ましくは更にＢを添加することにより耐低温割れ性の向上を図るものである。これらの成分を適切に添加することにより、ベイナイトのＣＣＴ線（図４のＣＣＴ線図を参照）が短時間側且つ低温度側に移動すると共に、フェライトのＣＣＴ線が長時間側に移動する（実線→破線へと移動）。
【００１７】
従って、従来によれば、高冷却速度ではマルテンサイト、低冷却速度ではフェライトまたは高温ベイナイトを生成するために、硬さの冷却速度感受性が大きく、小入熱溶接時のＨＡＺ部の硬さ低減（耐低温割れ性の改善）と母材強度の確保が両立できず、予熱フリーの達成が困難であったが、本発明によれば、高冷却速度、低冷却速度のいずれにおいても低温ベイナイトが生成され、硬さの冷却速度感受性が低下し、溶接時のＨＡＺ部の硬さ低減（耐低温割れ性の改善）と母材強度確保を両立ならしめたのである。
【００１８】
一方、大入熱溶接の場合、ＨＡＺ部の冷却速度が遅くなる為、従来の方法によれば、フェライトまたは高温ベイナイトが生成し、それに伴い粗大且つ塊状の島状マルテンサイト組織が生成する為、ＨＡＺ靭性が劣化していたが、本発明によれば、冷却速度が遅くとも低温ベイナイトが生成し、しかも極低Ｃである為、生成する島状マルテンサイト組織が微細となる結果、所望のＨＡＺ靭性を確保することができるのである。
【００１９】
尚、上述した耐低温割れ性向上に対するアプローチは、本発明の出願前に明らかになったものであり、これについては既に出願を済ませている（特願平１０−３３６２６８）。この先願発明は、特に７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板において、大入熱溶接時にＨＡＺ靭性が劣化し、実際の溶接施工時では入熱制限（５ｋＪ／ｍｍ以下）を行う必要があるという実状に鑑み検討されたものであり、溶接時におけるＨＡＺ部の硬さ低減（耐低温割れ性の改善）と母材強度確保の両立は勿論のこと、大入熱溶接時におけるＨＡＺ靭性を改善する為には、前述の方法を採用することが有効であることを見出し、出願されたものである。本発明は、この先願発明において、更にｖＥ-100≧１００Ｊといった極めて高度の母材靭性を達成すべく、新たに検討されたものである。ちなみに先願発明ではｖＥ-40の母材靭性を評価しているに過ぎず、本発明の如くｖＥ-100レベルの苛酷な条件下における母材靭性の改善については全く考慮していなかった。そして、本発明によれば、極めて高度の母材靭性を確保する為には、旧γ粒の偏平率を制御することが有効であることを見出したところに特徴の一つを有するものであり、先願発明では開示されていなかった新しい技術的思想が付加されている点で、本願発明は、先願発明とは異なる発明である。即ち、本発明は、「大入熱溶接時における耐低温割れ性及びＨＡＺ靭性の向上」という課題に対しては、先願発明のアプローチをそのまま踏襲していくと共に、本発明独自に提起された「極めて高度の母材靭性確保」という課題に対しては、新たに見出した旧γ粒の偏平率制御により達成した次第であり、両者は解決すべき課題及び達成手段が異なるものである。
【００２０】
以下、耐低温割れ性向上に寄与する成分及びＫＰ値について説明する。
【００２１】
Ｃ：０．０１０〜０．０６％
Ｃは、溶接時におけるＨＡＺ部の耐低温割れ性と母材強度確保を両立させる為に必要な元素である。Ｃが０．０６％を超えると高冷却速度側で低温ベイナイトではなくマルテンサイトが生成する様になり、耐低温割れ性が改善されない。好ましくは０．０５５％以下である。尚、０．０１０％未満では必要最小限の母材強度が得られない。好ましくは０．０３０％以上である。
【００２２】
Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｃｒ：０．１〜２．０％
Ｍｏ：０．１〜１．５％
これらの元素は焼入れ性を改善する作用を有し、高冷却速度〜低冷却速度で低温ベイナイトを生成し易くすると共に、前述の通り、極低Ｃとし、好ましくは更に所定のＢ量を添加することにより溶接時におけるＨＡＺ部の耐低温割れ性と母材強度の確保を両立させることができる点で有用である。
【００２３】
まず、Ｍｎ，Ｃｒ及びＭｏの含有量は、夫々１．０％以上，０．１％以上，０．１％以上であることが必要である。これらの含有量に満たないと所望の焼入れ性改善作用が発揮されず、母材強度が不足する。好ましくはＭｎ：１．２５％以上，Ｃｒ：０．３％以上、Ｍｏ：０．３％以上である。但し、Ｍｎ，Ｃｒ及びＭｏの含有量が、夫々３．０％，２．０％，１．５％を超えると母材の靭性が低下する。好ましくはＭｎ：２．５％以下，Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．３％以下である。
【００２４】
更に、これらの元素で定められるＫＰ値は３．２以上であることが必要である。ＫＰ値が３．２未満では、上記作用を有効に発揮させることができず、高温ベイナイトまたはフェライトが生成する様になり、７８０ＭＰａ以上の母材強度が得られなくなる。ちなみに図１は、母材強度（引張強さ）とＫＰ値の関係をグラフ化したものであるが、ＫＰ値を３．２以上に制御することにより７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られることが分かる。ＫＰ値は大きい程良く、好ましくは４．０以上である。尚、その上限は、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏの各添加量の上限に基づいて定められる範囲であれば特に制限されないが、母材靭性等を考慮すれば７以下、より好ましくは６以下に制御することが推奨される。
【００２５】
Ｂ：０．０００６〜０．００５０％
Ｂは焼入れ性改善元素で、低冷却速度で低温ベイナイトを生成させ易くすると共に、前述の通り、極低Ｃとし、同時に適量のＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏを添加することにより熱溶接時におけるＨＡＺ部の耐低温割れ性と母材強度確保を両立させることができる点で有用である。Ｂが０．０００６％未満では、焼入れ性改善効果が期待できず、母材強度が不足してしまう。より好ましくは０．０００７％以上である。但し、Ｂが０．００５０％を超えると、かえって焼入れ性が低下し、母材強度が不足する。好ましくは０．００３０％以下である。
【００２６】
以上が、主に耐低温割れ性等の溶接性向上に寄与する成分及び要件である。そして、本発明のもう一つの課題である極めて高度の母材靭性を得る為には、旧γ粒の偏平率を平均で５０％以下に制御することが必要であり、これによりｖＥ-100≧１００Ｊという極めて高レベルの母材靭性が達成されるのである。
【００２７】
本発明において、旧γ粒の偏平率を制御することにより極めて優れた母材靭性が得られるのは、旧γ粒の形状を、短径に比べて長径が長い「細長状態」とすることによりベイナイトのブロックが微細になるからと考えられる。
【００２８】
尚、４９０〜５９０ＭＰａ級の高張力鋼板では、旧γ粒の微細化による母材靭性の改善が一般に行われているが、これは、フェライト組織が主体である鋼板において有用な方法であり、７８０ＭＰａ級の高張力鋼板では、ベイナイト組織が主体となる為、γ粒を微細化した場合は焼入れ性が劣化し、むしろ母材靭性が劣化すると考えられていた。
【００２９】
例えば特開平１０−１５８７７８号公報は、フェライトとベイナイトを含み、当該フェライト体積率を１０〜４０％、且つベイナイトラス長さを１５μｍ以下に制御することにより所望の靭性と溶接性を確保するものであるが、この方法を、ベイナイト組織主体の７８０ＭＰａ級高張力鋼板にそのまま適用することはできない。また、上記公報で対象としているのはせいぜい約５７０〜６６０ＭＰａ級の高張力鋼板であり、７８０ＭＰａ級の強度は得られず、また、靭性にしても、本発明の目標レベルであるｖＥ-100≧１００Ｊという非常に高度の靭性を達成することは困難である。
【００３０】
この様に７８０ＭＰａ級の高張力鋼板になると、４９０〜５９０ＭＰａ級の高張力鋼板の場合と同様、加工γから変態させて微細ベイナイトを得ようとしても、焼入れ性が低下して強度の確保が困難である為、合金元素を多量に添加しなければならず、耐割れ性が低下することから、当該範囲の高張力鋼板では、再結晶γの微細化により靭性を高める方法が一般に採用されている。ところが、当該方法をもってしても、本発明で目標とするｖＥ-100≧１００Ｊという極めて高度の靭性を確保することは極めて困難であった。
【００３１】
これに対し、本発明では低Ｃ及びＫＰ値の制御により高焼入れ性を充分確保しているので、これが旧γ粒の偏平率制御と相俟って、結果的に高度の母材靭性を達成できたものと思料される。前述した通り、焼入れ性を確保しないまま単純に加工γから焼入れすると、焼入れ不足となり、靭性が低下し、所望の強度及び靭性を確保することができないからである。
【００３２】
従って、本発明では、旧γ粒の偏平率を平均で５０％以下に制御することが不可欠である。ここで、旧γ粒の偏平率は以下の様にして算出される。まず、板厚の１／４位置を鏡面研磨した試験片を、旧γ粒腐食液でエッチング処理する。用いられる旧γ粒界腐食液としては、例えば山本科学工具研究社製ＡＧＳ液や、２％硝酸−エタノール（２％ナイタール液）等が挙げられる。また、エッチング条件は、上記ＡＧＳ液を使用した場合には室温で５〜１０分、上記２％ナイタール液を使用した場合には室温で５〜３０秒とすることが推奨される。次に、エッチング処理した後の試験片について、画像解析装置（例えばＭＥＤＩＡ ＣＹＢＥＲＮＥＴＩＣＳ製Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ ＰＬＵＳ等）を用い、鋼板中に存在する旧γ粒の短径および長径を測定する。そして、｛（短径／長径）×１００｝の測定値を、本発明における旧γ粒の偏平率と定義する。
【００３３】
本発明では、上記偏平率は小さければ小さい程好ましい。この様な偏平率に制御することにより、変態後のベイナイトのブロックサイズが微細化され、母材靭性が向上するものと考えられる。
【００３４】
以上が本発明の課題を解決する為に不可欠な要素・成分であり、残部：実質的に鉄であり、更に、本発明の作用を損なわない許容成分や不純物も本発明の範囲内に包含される。
【００３５】
尚、本発明では、更に一層優れた特性の付与を目指して、Ｔｉ：０．０３％以下，Ｚｒ：０．０５％以下，及びＨｆ：０．１０％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有し、上式（２）で表されるＫＮが−１≦ＫＮ≦４．０を満足する様制御することが推奨される。
【００３６】
上記Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆの元素は、不純物として含まれるＮを固定する作用を有し、溶接時におけるＨＡＺ部でＮが固溶Ｂと結合し、Ｂが消費されてＢ添加による作用が損なわれるのを防止する作用もある。更に、Ｔｉ等の窒化物は溶接時におけるＨＡＺ部のγ粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善にも寄与する。かかる観点から、これらの元素は鋼中のＮ含有量に応じ、必要があれば積極的に添加することが推奨される。その場合、上記元素のうちＴｉは必ず含まれる様に添加し、他の元素（Ｚｒ，Ｈｆ）は必要に応じてＴｉと共に添加することが好ましい。具体的には、Ｔｉ：０．０３％，Ｚｒ：０．０５％，Ｈｆ：０．１０％を超えると母材の靭性が劣化するので、これ以下に制御することが推奨される。
【００３７】
更に上記元素を添加する場合には、上式（２）で定義されるＫＮ値が−１〜４．０であることが好ましい。例えばＮ量が多いにもかかわらず上記元素の添加量が少ない為、ＫＮ値が４．０を超えるときには、Ｂ添加による作用が有効に発揮されず、ＨＡＺ靭性が低下する。一方、上記元素の添加量が多すぎてＫＮが−１未満になると、母材の靭性が劣化する。より好ましくは０．０以上、３．０以下である。ちなみに図２は、入熱５ｋＪ／ｍｍの溶接時のＨＡＺ靭性（ｖＥ-100）とＫＮ値の関係をグラフ化したものであるが、ＫＮ値を−１．０〜４．０の範囲に制御することにより４７ｋＪ以上のＨＡＺ靭性が得られることが分かる。
【００３８】
更に本発明では、一層優れた溶接性・母材靭性の向上を目指して、下記元素を積極的に添加することが推奨される。
【００３９】
Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であり、この様な作用を有効に発揮させる為には、０．０５％以上添加することが好ましい。但し、１．０％を超えて添加すると溶接性及び母材靭性が低下するので、その上限を１．０％とすることが好ましい。より好ましくは０．５０％以下である。
【００４０】
Ｃｕ：２．０％以下（０％を含む）
Ｃｕは固溶強化及び析出強化により母材強度を向上させると共に、焼入れ性向上作用も有する元素である。但し、２．０％を超えて添加するとＨＡＺ靭性が低下する為、その上限を２．０％とすることが好ましい。より好ましくは１．５％以下である。
【００４１】
Ｎｉ：６％以下（０％を含む）
Ｎｉは母材靭性向上に有用な元素であるが、６％を超えて添加するとスケール疵が発生し易くなる為、その上限を６％とすることが好ましい。より好ましくは４％以下である。
【００４２】
Ｖ：０．１０％以下（０％を含む）
Ｖは少量添加により焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める作用がある。但し、０．１０％を超えて添加するとＨＡＺ靭性が低下する為、その上限を０．１０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０７％以下である。
【００４３】
Ａｌ：０．２０％以下（０％を含む）
Ａｌは脱酸元素であると共に、Ｎを固定し、固溶Ｂを増加させることによりＢの焼入れ性を高める元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には０．０１％以上添加することが好ましい。但し、０．２０％を超えて添加すると靭性が劣化するので、その上限を０．２０％とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以下である。
【００４４】
Ｎ：０．０２０％以下（０％を含む）
ＮはＢと結合して固溶Ｂを減少させ、Ｂの焼入れ性向上作用を阻害し、母材の靭性及びＨＡＺ靭性を低下させる。Ｎの含有量が０．０２０％を超えるとその作用が顕著になる為、Ｔｉ等の添加によるＫＮ値制御によるＨＡＺ靭性・母材靭性の向上、Ａｌ添加による焼入れ性向上効果を有効に発揮させることができない。より好ましくは０．０１０％以下である。
【００４５】
Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含む）
Ｎｂは、旧γ粒の微細化により靭性向上作用に寄与する元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には０．０１０％以上添加することが好ましく、より好ましくは０．０２０％以上、更により好ましくは０．０３０％超である。但し、Ｎｂの添加量が０．０５％を超えるとＨＡＺ靭性等が低下する。好ましくは０．０４０％以下である。
【００４６】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
ＣａはＭｎＳを球状化し、介在物の形態制御による異方性を低減する効果を有する元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には０．０００５％以上添加することが好ましい。但し、０．００５％を超えて過剰に添加すると母材靭性が低下するのでその上限を０．００５％とすることが好ましい。
【００４７】
次に、本発明の鋼板を製造する方法について説明する。
【００４８】
本発明の鋼板は、上記成分組成を満足する鋼を用い、加熱、熱間圧延、及び焼入れした後、焼戻しすることにより所望の高張力鋼板を得ることができる。尚、旧γ粒の偏平率を制御する方法は幾つか知られており公知であり、本発明でも、当該公知の方法のうちいずれかを選択して制御すれば良い。例えばその一例として、仕上圧延温度を８５０℃以下に制御する方法を採用することができる。以下、当該方法を採用した場合における、本発明鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００４９】
上記方法は通常の仕上圧延温度よりも低い温度で圧延を完了し、旧γ粒の偏平率を平均で５０％以下に制御するというものである。通常の仕上圧延温度は９５０℃以上であるが、これではγ粒が再結晶して偏平にならない為、通常の圧延温度に比べ、８５０℃と低い温度で仕上圧延し、焼入れを行う。この様に低温で圧延すれば、γ粒が再結晶せず、歪んだまま焼入れすることができる為、旧γ粒を所定の偏平率に制御することが可能になる。好ましくは８５０℃以下、より好ましくは８００℃以下である。
【００５０】
尚、上記以外の各工程の条件（温度、時間等）は特に限定されず、通常用いられる高張力鋼板の製造条件を適宜採用することができる。具体的には、例えば約１０００〜１２００℃で２時間以上加熱した後、熱間圧延を行い、次いで、８５０℃以下で圧延を完了し、その後冷却する。冷却速度は１〜５０℃／ｓに制御することが推奨される。また、焼戻し工程では、約４００〜６５０℃で約５〜６０分保持して行うことが推奨される。この様に本発明によれば、高張力鋼板の製造に当たり、圧延温度を制御すること以外は通常実施される製造条件を適用することができ、これにより、溶接性及び母材靭性に優れた高張力鋼板が得られ、前述の特開平６−２４０３５３の如く、圧延後に２回の加工熱処理からなる操作を１回以上繰返し行った後、焼戻し処理するといった繁雑な製造工程を経る必要がない点で、極めて有用である。
【００５１】
上述した方法は、本発明製造法の一例であり、当該方法に限定する趣旨では決してなく、その他公知の、旧γ粒偏平率制御方法を採用できることは言うまでもない。
【００５２】
以下、実施例に基づいて本発明を詳細に述べる。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術的範囲に包含される。
【００５３】
【実施例】
表１〜２に示す成分組成の鋼を通常の溶製法により溶製し、スラブとした後、１１００〜１１５０℃で２時間保持した後、熱間圧延し、上記表に示す条件で圧延を完了し、冷却した。次いで、表３〜４に記載の焼戻し条件で所定の板厚からなる高張力鋼板を製造した。
【００５４】
この様にして得られた各鋼板について、下記要領で母材特性［強度及び靭性（ｖＥ-100）］を評価し、本発明で基準とする母材特性レベル（強度≧７８０ＭＰａ、ｖＥ-100≧１００Ｊ）をクリアしたものについては、更に溶接性（耐低温割れ性及びＨＡＺ靭性）を評価した。また、前述の測定方法に従い、旧γ粒の偏平率を算出した。
【００５５】
［母材特性試験］
▲１▼引張試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、引張試験を行うことにより０．２％耐力及び引張強さを測定した。本発明では、引張強さ≧７８０ＭＰａを合格とした。
【００５６】
▲２▼衝撃試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行うことにより吸収エネルギー（ｖＥ-100）を得た。本発明では、ｖＥ-100≧１００Ｊを合格とした。
【００５７】
［溶接性試験］
▲１▼ＨＡＺ靭性：入熱５ｋＪ／ｍｍ及び１５ｋＪ／ｍｍ（サブマージ溶接法）で溶接を行い、図４に示す部位からＪＩＳ４号試験片を採取してシャルピー試験を行い、ボンド部の吸収エネルギー（ｖＥ-10）を求めた。本発明では、ｖＥ-10≧４７Ｊを合格とした、
▲２▼耐低温割れ性：ＪＩＳ Ｚ ３１５８に記載のｙ形溶接割れ試験法に基づいて、入熱１．７ｋＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行い、ルート割れ防止予熱温度を測定した。本発明では２５℃以下を合格とした。
【００５８】
これらの結果を表３〜４に併記する。
【００５９】
【表１】
【００６０】
【表２】
【００６１】
【表３】
【００６２】
【表４】
【００６３】
表３及び表４より以下の様に考察することができる。
【００６４】
まず、表１の鋼板は本発明の要件を満足する実施例であり、表３に示す通り、いずれの鋼板も母材特性及び溶接性に優れていた。
【００６５】
これに対し、表２の鋼板は本発明の要件を満足しない比較例であるが、これらは表４に示す不具合を有している。
【００６６】
まず、Ｎｏ．２１はＣ量が本発明の下限値を下回る例であり、所望の母材強度が得られなかった。また、Ｎｏ．２２はＣ量が本発明の上限値を超える例であり、耐低温割れ性が低下した。
【００６７】
Ｎｏ．２３及び２４は、仕上圧延温度が高い為、旧γ粒の偏平率が本発明の上限値を超える例であり、所望の母材靭性が得られなかった。
【００６８】
Ｎｏ．２５はＳｉ量が本発明の上限値を超える例であり、所望の母材靭性が得られれなかった。
【００６９】
Ｎｏ．２６はＭｎ量が本発明の下限値を下回る例であり、所望の母材強度が得られなかった。また、Ｎｏ．２７はＭｎ量が本発明の上限値を超える例であり、母材靭性が低下した。
【００７０】
Ｎｏ．２８はＮｉ量が本発明の上限値を超える例であり、耐低温割れ性が低下した。
【００７１】
Ｎｏ．２９はＣｒ量が本発明の上限値を超える例であり、所望の母材靭性が得られなかった。
【００７２】
Ｎｏ．３０はＭｏ量が本発明の上限値を超える例であり、所望の母材靭性が得られなかった。
【００７３】
Ｎｏ．３１はＮｂ量が本発明の上限値を超える例であり、ＨＡＺ靭性が低下した。
【００７４】
Ｎｏ．３２はＣｕ量が本発明の上限値を超える例であり、母材靭性が低下した。
【００７５】
Ｎｏ．３３はＶ量が本発明の上限値を超える例であり、ＨＡＺ靭性が低下した。
【００７６】
Ｎｏ．３４／Ｎｏ．３５はＢ量が本発明の下限値／上限値を下回る／超える例であり、いずれも所望の母材強度が得られなかった。
【００７７】
Ｎｏ．３６はＴｉ量が本発明の上限値を超える例であり、母材靭性が低下した。
【００７８】
Ｎｏ．３７はＫＮ値が本発明の下限値を下回る例であり、母材靭性が低下した。また、Ｎｏ．４１はＫＮ値が本発明の上限値を超える例であり、ＨＡＺ靭性が低下した。
【００７９】
Ｎｏ．３８はＺｒ量が本発明の上限値を超える例であり、母材靭性が低下した。
【００８０】
Ｎｏ．３９はＨｆ量が本発明の上限値を超える例であり、母材靭性が低下した。
【００８１】
Ｎｏ．４０はＣａ量が本発明の上限値を超える例であり、母材靭性が低下した。
【００８２】
Ｎｏ．４２はＮ量が本発明の上限値を超える例であり、ＨＡＺ靭性が低下した。
【００８３】
Ｎｏ．４３はＫＰ値が本発明の下限値を下回る例であり、所望の母材強度が得られなかった。
【００８４】
【発明の効果】
本発明法は以上の様に構成されており、溶接性（耐低温割れ性及びＨＡＺ靭性）に優れると共に、良好な母材靭性（特にｖＥ-100≧１００Ｊ）も兼ね備えた高張力鋼板を提供することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】母材強度とＫＰ値の関係を示すグラフである。
【図２】ＨＡＺ靭性とＫＮ値の関係を示すグラフである。
【図３】サブマージアーク溶接時のボンド靭性の試験片採取位置を示す概略説明図である。
【図４】本発明の成分設計の考え方を説明するための模式的なＣＣＴ線図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接性（耐低温割れ性及びＨＡＺ靭性）に優れると共に、良好な母材靭性（特にｖＥ-100≧１００Ｊレベルの極めて高い靭性）も兼ね備えた高張力鋼板に関するものである。本発明の高張力鋼板は、特に非常に高度の母材靭性が要求される海洋構造物等に好適に用いられる。
【０００２】
【従来の技術】
７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板では、母材強度の確保という観点から合金成分を多量に添加する為、小入熱溶接条件では冷却速度が速く、ＨＡＺ（溶接熱影響部）が硬化して溶接割れ（低温割れ）を生じ易いという問題がある。かかる溶接割れを防止する為には、溶接施工時に１００℃程度の予熱を行う必要があった。従って、この予熱工程を省略できれば施工効率が大きく上昇し、且つコストダウンにもつながる為、耐低温割れ性に優れた７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板の提供が切望されている。
【０００３】
ところで、耐低温割れ性の指標としては下式で定義されるＰｃｍ（％）というパラメーターが用いられている。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］
（式中、［ ］は各元素の含有量を示す）。
【０００４】
そして、従来は上記Ｐｃｍを制御することにより耐低温割れ性を改善すると共に、合金成分の含有量制限に伴う母材強度低下を、製造方法を改良する等して補っていた。これにより、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板において、母材製造時の焼入れにおける冷却速度が比較的速い薄物（≦３４ｍｍ）では予熱フリーを達成できたが、冷却速度が遅い厚物（≧４０ｍｍ）では予熱フリーと母材強度の両立を達成することができなかった。また、Ｃｕの析出を利用して母材強度を確保する方法も開示されているが、冷却速度が遅い厚物では充分な母材強度が得られなかった。
【０００５】
一方、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板において、大入熱溶接時にＨＡＺ靭性が劣化するという問題がある。これは、入熱が大きくなるとＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、それに伴いＨＡＺ部の焼入れ性が低下し、粗大な島状マルテンサイトが生成するため、靭性が低下すると考えられる。この様な問題は、厚物、薄物のいずれにおいても見られ、実施の溶接施工時には入熱制限（５ｋＪ／ｍｍ以下）を余儀なくされていた。
【０００６】
そこで、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板における大入熱ＨＡＺ靭性の改善を目的として種々の提案がなされている（特開平５−１６３５２７号公報、特開昭６１−４４１６１号公報等）が、いずれも不充分であった。
【０００７】
この様に小入熱溶接においてＨＡＺ部は高温に加熱され、且つ冷却速度が速い為、硬化して低温割れを起こし易い。一方、母材は板厚が厚くなる程冷却速度が遅くなる為、圧延後の焼入れで強度が確保し難くなる。従って、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板での厚物では、小入熱溶接時の低温割れを防止する為、冷却速度が速い場合に硬くならない様にした上で、鋼板製造時の焼入れ過程において冷却速度が遅い場合に如何に強度を確保するかが最重要課題となる。
【０００８】
また、厚物、薄物のいずれにおいても、大入熱溶接に際しては、ＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、それに伴いＨＡＺ部の焼入れ性が低下し、島状マルテンサイト組織が生成するため靭性が低下するが、このＨＡＺ靭性を改善するためには、冷却速度が遅い場合に、如何にして島状マルテンサイト組織の生成を抑制するかが課題となる。
【０００９】
更に近年、特に海洋構造物等の分野においては、母材靭性の更なる向上が切望されており、母材靭性ｖＥ-100≧１００Ｊといった極めて高度の靭性を確保すべく検討が進められている。
【００１０】
一般に母材靭性の改善に当たっては、焼入れ性を高めることが提案されているが、焼入れ性の増大は耐割れ性を劣化することが知られている為、好ましい手段ではない。また、特開平６−２４０３５３には引張強さが７８０ＭＰａ級で、溶接性にも優れた低温靭性の良好な高張力鋼板が提案されているが、これは、一段目の加工熱処理で微細な炭化物及び窒化物の分散を有するベイナイト組織とすることにより、再加熱の際に微細なオーステナイト粒を得るもので、これにより母材靭性の向上を図るものである。ところが上記方法は、圧延後に２回の加工熱処理からなる操作を１回以上繰返し行った後、焼戻し処理するものであり、繁雑な製造工程を経なければならず、しかも、得られる母材靭性にしても、例えばｖＥ-100≧１００Ｊレベルといった極めて高度の靭性を確保するまでには至っていない。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、溶接性（耐低温割れ性及びＨＡＺ靭性）に優れると共に、良好な母材靭性（特にｖＥ-100≧１００Ｊ）も兼ね備えた高張力鋼板を提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決し得た本発明に係る溶接性及び母材靭性に優れた高張力鋼板とは、
Ｃ ：０．０１０〜０．０６％（質量％の意味、以下同じ），
Ｍｎ：１．０〜３．０％，
Ｃｒ：０．１〜２．０％，
Ｍｏ：０．１〜１．５％，
を含有し、更に
Ｂ ：０．０００６〜０．００５０％を含有し、更に
Ｓｉ：１．０％以下 （０％を含まない），
Ｎｉ：６％以下 （０％を含む），
Ｎ ：０．０２０％以下（０％を含まない），
を含有し、更に
Ｔｉ：０．０３％以下，
Ｚｒ：０．０５％以下，及び
Ｈｆ：０．１０％以下
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有し、
残部：鉄及び不可避不純物であり、
板厚の１／４位置を鏡面研磨した試験片についての旧γ粒の短径および長径を測定したとき、｛（短径／長径）×１００｝で算出される旧γ粒の偏平率が平均で５０％以下であり、且つ、
下式（１）で表されるＫＰがＫＰ≧３．２を満足すると共に、
下式（２）で表されるＫＮが０．０≦ＫＮ≦３．０を満足するものであるところに要旨を有するものである。
ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］ … （１）
ＫＮ＝（［Ｎ］／１４−［Ｔｉ］／４８−[Ｚｒ]／９１−［Ｈｆ］／１７８）×１０4 …（２）
（式中、［ ］は各元素の含有量（％）を意味する）
【００１３】
ここで旧γ粒とは、旧オーステナイト粒を意味する。一般に組織がオーステナイトの状態から冷却されると、組織変態が起ってフェライトやセメンタイト等の別組織になる。この変態前のオーステナイト粒を、変態後の鋼材から見る立場から指す用語が旧γ粒である。
【００１４】
尚、本発明において、更にＣｕ：２．０％以下（０％を含む），Ｖ：０．１０％以下（０％を含む），Ａｌ：２．０％以下（０％を含む），Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含む）に制御された高張力鋼板や；更にＣａ：０．０００５〜０．００５％を含有する高張力鋼板や；上記ＫＰがＫＰ≧４．０を満足する高張力鋼板や；母材靭性ｖＥ−１００が１００Ｊ以上である高張力鋼板は、溶接性及び靭性が一層高められるので好ましい態様である。
【００１５】
【発明の実施の形態】
前述した通り、４９０〜５９０ＭＰａ級の高張力鋼板では、Ｐｃｍの制御により耐低温割れ性の改善と母材強度の確保を両立させることができたが、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板ではＰｃｍによる成分制御を行ったとしても、特に厚物において両特性の両立を図ることは困難であった。そこで本発明では成分設計に当たり、これまで耐低温割れ性の指標とされてきたＰｃｍではなく、全く別のパラメータにより耐低温割れ性を制御することができないか鋭意検討した。その結果、鋼組織を考慮した上式（１）で表されるＫＰを用い、更にＣ量を極低減化し、好ましくは更にＢを添加することにより耐低温割れ性と母材強度とを両立できることが明らかになると共に、一方、極めて高度の母材靭性を確保する為には、旧γ粒の偏平率を制御することが有効であることを見出し、本発明を完成したのである。
【００１６】
まず、本発明における耐低温割れ性の改善法について説明する。上述した通り、本発明では、Ｃを極低Ｃにすると共に、焼入れ性向上元素であるＭｎ，Ｃｒ及びＭｏを積極的に添加し、当該焼入れ性向上元素よって定められるＫＰ値を適切に制御すると共に、好ましくは更にＢを添加することにより耐低温割れ性の向上を図るものである。これらの成分を適切に添加することにより、ベイナイトのＣＣＴ線（図４のＣＣＴ線図を参照）が短時間側且つ低温度側に移動すると共に、フェライトのＣＣＴ線が長時間側に移動する（実線→破線へと移動）。
【００１７】
従って、従来によれば、高冷却速度ではマルテンサイト、低冷却速度ではフェライトまたは高温ベイナイトを生成するために、硬さの冷却速度感受性が大きく、小入熱溶接時のＨＡＺ部の硬さ低減（耐低温割れ性の改善）と母材強度の確保が両立できず、予熱フリーの達成が困難であったが、本発明によれば、高冷却速度、低冷却速度のいずれにおいても低温ベイナイトが生成され、硬さの冷却速度感受性が低下し、溶接時のＨＡＺ部の硬さ低減（耐低温割れ性の改善）と母材強度確保を両立ならしめたのである。
【００１８】
一方、大入熱溶接の場合、ＨＡＺ部の冷却速度が遅くなる為、従来の方法によれば、フェライトまたは高温ベイナイトが生成し、それに伴い粗大且つ塊状の島状マルテンサイト組織が生成する為、ＨＡＺ靭性が劣化していたが、本発明によれば、冷却速度が遅くとも低温ベイナイトが生成し、しかも極低Ｃである為、生成する島状マルテンサイト組織が微細となる結果、所望のＨＡＺ靭性を確保することができるのである。
【００１９】
尚、上述した耐低温割れ性向上に対するアプローチは、本発明の出願前に明らかになったものであり、これについては既に出願を済ませている（特願平１０−３３６２６８）。この先願発明は、特に７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板において、大入熱溶接時にＨＡＺ靭性が劣化し、実際の溶接施工時では入熱制限（５ｋＪ／ｍｍ以下）を行う必要があるという実状に鑑み検討されたものであり、溶接時におけるＨＡＺ部の硬さ低減（耐低温割れ性の改善）と母材強度確保の両立は勿論のこと、大入熱溶接時におけるＨＡＺ靭性を改善する為には、前述の方法を採用することが有効であることを見出し、出願されたものである。本発明は、この先願発明において、更にｖＥ-100≧１００Ｊといった極めて高度の母材靭性を達成すべく、新たに検討されたものである。ちなみに先願発明ではｖＥ-40の母材靭性を評価しているに過ぎず、本発明の如くｖＥ-100レベルの苛酷な条件下における母材靭性の改善については全く考慮していなかった。そして、本発明によれば、極めて高度の母材靭性を確保する為には、旧γ粒の偏平率を制御することが有効であることを見出したところに特徴の一つを有するものであり、先願発明では開示されていなかった新しい技術的思想が付加されている点で、本願発明は、先願発明とは異なる発明である。即ち、本発明は、「大入熱溶接時における耐低温割れ性及びＨＡＺ靭性の向上」という課題に対しては、先願発明のアプローチをそのまま踏襲していくと共に、本発明独自に提起された「極めて高度の母材靭性確保」という課題に対しては、新たに見出した旧γ粒の偏平率制御により達成した次第であり、両者は解決すべき課題及び達成手段が異なるものである。
【００２０】
以下、耐低温割れ性向上に寄与する成分及びＫＰ値について説明する。
【００２１】
Ｃ：０．０１０〜０．０６％
Ｃは、溶接時におけるＨＡＺ部の耐低温割れ性と母材強度確保を両立させる為に必要な元素である。Ｃが０．０６％を超えると高冷却速度側で低温ベイナイトではなくマルテンサイトが生成する様になり、耐低温割れ性が改善されない。好ましくは０．０５５％以下である。尚、０．０１０％未満では必要最小限の母材強度が得られない。好ましくは０．０３０％以上である。
【００２２】
Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｃｒ：０．１〜２．０％
Ｍｏ：０．１〜１．５％
これらの元素は焼入れ性を改善する作用を有し、高冷却速度〜低冷却速度で低温ベイナイトを生成し易くすると共に、前述の通り、極低Ｃとし、好ましくは更に所定のＢ量を添加することにより溶接時におけるＨＡＺ部の耐低温割れ性と母材強度の確保を両立させることができる点で有用である。
【００２３】
まず、Ｍｎ，Ｃｒ及びＭｏの含有量は、夫々１．０％以上，０．１％以上，０．１％以上であることが必要である。これらの含有量に満たないと所望の焼入れ性改善作用が発揮されず、母材強度が不足する。好ましくはＭｎ：１．２５％以上，Ｃｒ：０．３％以上、Ｍｏ：０．３％以上である。但し、Ｍｎ，Ｃｒ及びＭｏの含有量が、夫々３．０％，２．０％，１．５％を超えると母材の靭性が低下する。好ましくはＭｎ：２．５％以下，Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．３％以下である。
【００２４】
更に、これらの元素で定められるＫＰ値は３．２以上であることが必要である。ＫＰ値が３．２未満では、上記作用を有効に発揮させることができず、高温ベイナイトまたはフェライトが生成する様になり、７８０ＭＰａ以上の母材強度が得られなくなる。ちなみに図１は、母材強度（引張強さ）とＫＰ値の関係をグラフ化したものであるが、ＫＰ値を３．２以上に制御することにより７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られることが分かる。ＫＰ値は大きい程良く、好ましくは４．０以上である。尚、その上限は、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏの各添加量の上限に基づいて定められる範囲であれば特に制限されないが、母材靭性等を考慮すれば７以下、より好ましくは６以下に制御することが推奨される。
【００２５】
Ｂ：０．０００６〜０．００５０％
Ｂは焼入れ性改善元素で、低冷却速度で低温ベイナイトを生成させ易くすると共に、前述の通り、極低Ｃとし、同時に適量のＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏを添加することにより熱溶接時におけるＨＡＺ部の耐低温割れ性と母材強度確保を両立させることができる点で有用である。Ｂが０．０００６％未満では、焼入れ性改善効果が期待できず、母材強度が不足してしまう。より好ましくは０．０００７％以上である。但し、Ｂが０．００５０％を超えると、かえって焼入れ性が低下し、母材強度が不足する。好ましくは０．００３０％以下である。
【００２６】
以上が、主に耐低温割れ性等の溶接性向上に寄与する成分及び要件である。そして、本発明のもう一つの課題である極めて高度の母材靭性を得る為には、旧γ粒の偏平率を平均で５０％以下に制御することが必要であり、これによりｖＥ-100≧１００Ｊという極めて高レベルの母材靭性が達成されるのである。
【００２７】
本発明において、旧γ粒の偏平率を制御することにより極めて優れた母材靭性が得られるのは、旧γ粒の形状を、短径に比べて長径が長い「細長状態」とすることによりベイナイトのブロックが微細になるからと考えられる。
【００２８】
尚、４９０〜５９０ＭＰａ級の高張力鋼板では、旧γ粒の微細化による母材靭性の改善が一般に行われているが、これは、フェライト組織が主体である鋼板において有用な方法であり、７８０ＭＰａ級の高張力鋼板では、ベイナイト組織が主体となる為、γ粒を微細化した場合は焼入れ性が劣化し、むしろ母材靭性が劣化すると考えられていた。
【００２９】
例えば特開平１０−１５８７７８号公報は、フェライトとベイナイトを含み、当該フェライト体積率を１０〜４０％、且つベイナイトラス長さを１５μｍ以下に制御することにより所望の靭性と溶接性を確保するものであるが、この方法を、ベイナイト組織主体の７８０ＭＰａ級高張力鋼板にそのまま適用することはできない。また、上記公報で対象としているのはせいぜい約５７０〜６６０ＭＰａ級の高張力鋼板であり、７８０ＭＰａ級の強度は得られず、また、靭性にしても、本発明の目標レベルであるｖＥ-100≧１００Ｊという非常に高度の靭性を達成することは困難である。
【００３０】
この様に７８０ＭＰａ級の高張力鋼板になると、４９０〜５９０ＭＰａ級の高張力鋼板の場合と同様、加工γから変態させて微細ベイナイトを得ようとしても、焼入れ性が低下して強度の確保が困難である為、合金元素を多量に添加しなければならず、耐割れ性が低下することから、当該範囲の高張力鋼板では、再結晶γの微細化により靭性を高める方法が一般に採用されている。ところが、当該方法をもってしても、本発明で目標とするｖＥ-100≧１００Ｊという極めて高度の靭性を確保することは極めて困難であった。
【００３１】
これに対し、本発明では低Ｃ及びＫＰ値の制御により高焼入れ性を充分確保しているので、これが旧γ粒の偏平率制御と相俟って、結果的に高度の母材靭性を達成できたものと思料される。前述した通り、焼入れ性を確保しないまま単純に加工γから焼入れすると、焼入れ不足となり、靭性が低下し、所望の強度及び靭性を確保することができないからである。
【００３２】
従って、本発明では、旧γ粒の偏平率を平均で５０％以下に制御することが不可欠である。ここで、旧γ粒の偏平率は以下の様にして算出される。まず、板厚の１／４位置を鏡面研磨した試験片を、旧γ粒腐食液でエッチング処理する。用いられる旧γ粒界腐食液としては、例えば山本科学工具研究社製ＡＧＳ液や、２％硝酸−エタノール（２％ナイタール液）等が挙げられる。また、エッチング条件は、上記ＡＧＳ液を使用した場合には室温で５〜１０分、上記２％ナイタール液を使用した場合には室温で５〜３０秒とすることが推奨される。次に、エッチング処理した後の試験片について、画像解析装置（例えばＭＥＤＩＡ ＣＹＢＥＲＮＥＴＩＣＳ製Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ ＰＬＵＳ等）を用い、鋼板中に存在する旧γ粒の短径および長径を測定する。そして、｛（短径／長径）×１００｝の測定値を、本発明における旧γ粒の偏平率と定義する。
【００３３】
本発明では、上記偏平率は小さければ小さい程好ましい。この様な偏平率に制御することにより、変態後のベイナイトのブロックサイズが微細化され、母材靭性が向上するものと考えられる。
【００３４】
以上が本発明の課題を解決する為に不可欠な要素・成分であり、残部：実質的に鉄であり、更に、本発明の作用を損なわない許容成分や不純物も本発明の範囲内に包含される。
【００３５】
尚、本発明では、更に一層優れた特性の付与を目指して、Ｔｉ：０．０３％以下，Ｚｒ：０．０５％以下，及びＨｆ：０．１０％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有し、上式（２）で表されるＫＮが−１≦ＫＮ≦４．０を満足する様制御することが推奨される。
【００３６】
上記Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆの元素は、不純物として含まれるＮを固定する作用を有し、溶接時におけるＨＡＺ部でＮが固溶Ｂと結合し、Ｂが消費されてＢ添加による作用が損なわれるのを防止する作用もある。更に、Ｔｉ等の窒化物は溶接時におけるＨＡＺ部のγ粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善にも寄与する。かかる観点から、これらの元素は鋼中のＮ含有量に応じ、必要があれば積極的に添加することが推奨される。その場合、上記元素のうちＴｉは必ず含まれる様に添加し、他の元素（Ｚｒ，Ｈｆ）は必要に応じてＴｉと共に添加することが好ましい。具体的には、Ｔｉ：０．０３％，Ｚｒ：０．０５％，Ｈｆ：０．１０％を超えると母材の靭性が劣化するので、これ以下に制御することが推奨される。
【００３７】
更に上記元素を添加する場合には、上式（２）で定義されるＫＮ値が−１〜４．０であることが好ましい。例えばＮ量が多いにもかかわらず上記元素の添加量が少ない為、ＫＮ値が４．０を超えるときには、Ｂ添加による作用が有効に発揮されず、ＨＡＺ靭性が低下する。一方、上記元素の添加量が多すぎてＫＮが−１未満になると、母材の靭性が劣化する。より好ましくは０．０以上、３．０以下である。ちなみに図２は、入熱５ｋＪ／ｍｍの溶接時のＨＡＺ靭性（ｖＥ-100）とＫＮ値の関係をグラフ化したものであるが、ＫＮ値を−１．０〜４．０の範囲に制御することにより４７ｋＪ以上のＨＡＺ靭性が得られることが分かる。
【００３８】
更に本発明では、一層優れた溶接性・母材靭性の向上を目指して、下記元素を積極的に添加することが推奨される。
【００３９】
Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であり、この様な作用を有効に発揮させる為には、０．０５％以上添加することが好ましい。但し、１．０％を超えて添加すると溶接性及び母材靭性が低下するので、その上限を１．０％とすることが好ましい。より好ましくは０．５０％以下である。
【００４０】
Ｃｕ：２．０％以下（０％を含む）
Ｃｕは固溶強化及び析出強化により母材強度を向上させると共に、焼入れ性向上作用も有する元素である。但し、２．０％を超えて添加するとＨＡＺ靭性が低下する為、その上限を２．０％とすることが好ましい。より好ましくは１．５％以下である。
【００４１】
Ｎｉ：６％以下（０％を含む）
Ｎｉは母材靭性向上に有用な元素であるが、６％を超えて添加するとスケール疵が発生し易くなる為、その上限を６％とすることが好ましい。より好ましくは４％以下である。
【００４２】
Ｖ：０．１０％以下（０％を含む）
Ｖは少量添加により焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める作用がある。但し、０．１０％を超えて添加するとＨＡＺ靭性が低下する為、その上限を０．１０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０７％以下である。
【００４３】
Ａｌ：０．２０％以下（０％を含む）
Ａｌは脱酸元素であると共に、Ｎを固定し、固溶Ｂを増加させることによりＢの焼入れ性を高める元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には０．０１％以上添加することが好ましい。但し、０．２０％を超えて添加すると靭性が劣化するので、その上限を０．２０％とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以下である。
【００４４】
Ｎ：０．０２０％以下（０％を含む）
ＮはＢと結合して固溶Ｂを減少させ、Ｂの焼入れ性向上作用を阻害し、母材の靭性及びＨＡＺ靭性を低下させる。Ｎの含有量が０．０２０％を超えるとその作用が顕著になる為、Ｔｉ等の添加によるＫＮ値制御によるＨＡＺ靭性・母材靭性の向上、Ａｌ添加による焼入れ性向上効果を有効に発揮させることができない。より好ましくは０．０１０％以下である。
【００４５】
Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含む）
Ｎｂは、旧γ粒の微細化により靭性向上作用に寄与する元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には０．０１０％以上添加することが好ましく、より好ましくは０．０２０％以上、更により好ましくは０．０３０％超である。但し、Ｎｂの添加量が０．０５％を超えるとＨＡＺ靭性等が低下する。好ましくは０．０４０％以下である。
【００４６】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
ＣａはＭｎＳを球状化し、介在物の形態制御による異方性を低減する効果を有する元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には０．０００５％以上添加することが好ましい。但し、０．００５％を超えて過剰に添加すると母材靭性が低下するのでその上限を０．００５％とすることが好ましい。
【００４７】
次に、本発明の鋼板を製造する方法について説明する。
【００４８】
本発明の鋼板は、上記成分組成を満足する鋼を用い、加熱、熱間圧延、及び焼入れした後、焼戻しすることにより所望の高張力鋼板を得ることができる。尚、旧γ粒の偏平率を制御する方法は幾つか知られており公知であり、本発明でも、当該公知の方法のうちいずれかを選択して制御すれば良い。例えばその一例として、仕上圧延温度を８５０℃以下に制御する方法を採用することができる。以下、当該方法を採用した場合における、本発明鋼板の製造方法について詳細に説明する。
【００４９】
上記方法は通常の仕上圧延温度よりも低い温度で圧延を完了し、旧γ粒の偏平率を平均で５０％以下に制御するというものである。通常の仕上圧延温度は９５０℃以上であるが、これではγ粒が再結晶して偏平にならない為、通常の圧延温度に比べ、８５０℃と低い温度で仕上圧延し、焼入れを行う。この様に低温で圧延すれば、γ粒が再結晶せず、歪んだまま焼入れすることができる為、旧γ粒を所定の偏平率に制御することが可能になる。好ましくは８５０℃以下、より好ましくは８００℃以下である。
【００５０】
尚、上記以外の各工程の条件（温度、時間等）は特に限定されず、通常用いられる高張力鋼板の製造条件を適宜採用することができる。具体的には、例えば約１０００〜１２００℃で２時間以上加熱した後、熱間圧延を行い、次いで、８５０℃以下で圧延を完了し、その後冷却する。冷却速度は１〜５０℃／ｓに制御することが推奨される。また、焼戻し工程では、約４００〜６５０℃で約５〜６０分保持して行うことが推奨される。この様に本発明によれば、高張力鋼板の製造に当たり、圧延温度を制御すること以外は通常実施される製造条件を適用することができ、これにより、溶接性及び母材靭性に優れた高張力鋼板が得られ、前述の特開平６−２４０３５３の如く、圧延後に２回の加工熱処理からなる操作を１回以上繰返し行った後、焼戻し処理するといった繁雑な製造工程を経る必要がない点で、極めて有用である。
【００５１】
上述した方法は、本発明製造法の一例であり、当該方法に限定する趣旨では決してなく、その他公知の、旧γ粒偏平率制御方法を採用できることは言うまでもない。
【００５２】
以下、実施例に基づいて本発明を詳細に述べる。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術的範囲に包含される。
【００５３】
【実施例】
表１〜２に示す成分組成の鋼を通常の溶製法により溶製し、スラブとした後、１１００〜１１５０℃で２時間保持した後、熱間圧延し、上記表に示す条件で圧延を完了し、冷却した。次いで、表３〜４に記載の焼戻し条件で所定の板厚からなる高張力鋼板を製造した。
【００５４】
この様にして得られた各鋼板について、下記要領で母材特性［強度及び靭性（ｖＥ-100）］を評価し、本発明で基準とする母材特性レベル（強度≧７８０ＭＰａ、ｖＥ-100≧１００Ｊ）をクリアしたものについては、更に溶接性（耐低温割れ性及びＨＡＺ靭性）を評価した。また、前述の測定方法に従い、旧γ粒の偏平率を算出した。
【００５５】
［母材特性試験］
▲１▼引張試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、引張試験を行うことにより０．２％耐力及び引張強さを測定した。本発明では、引張強さ≧７８０ＭＰａを合格とした。
【００５６】
▲２▼衝撃試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行うことにより吸収エネルギー（ｖＥ-100）を得た。本発明では、ｖＥ-100≧１００Ｊを合格とした。
【００５７】
［溶接性試験］
▲１▼ＨＡＺ靭性：入熱５ｋＪ／ｍｍ及び１５ｋＪ／ｍｍ（サブマージ溶接法）で溶接を行い、図４に示す部位からＪＩＳ４号試験片を採取してシャルピー試験を行い、ボンド部の吸収エネルギー（ｖＥ-10）を求めた。本発明では、ｖＥ-10≧４７Ｊを合格とした、
▲２▼耐低温割れ性：ＪＩＳ Ｚ ３１５８に記載のｙ形溶接割れ試験法に基づいて、入熱１．７ｋＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行い、ルート割れ防止予熱温度を測定した。本発明では２５℃以下を合格とした。
【００５８】
これらの結果を表３〜４に併記する。
【００５９】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
表３及び表４より以下の様に考察することができる。
【００６４】
まず、表１の鋼板は本発明の要件を満足する実施例であり、表３に示す通り、いずれの鋼板も母材特性及び溶接性に優れていた。
【００６５】
これに対し、表２の鋼板は本発明の要件を満足しない比較例であるが、これらは表４に示す不具合を有している。
【００６６】
まず、Ｎｏ．２１はＣ量が本発明の下限値を下回る例であり、所望の母材強度が得られなかった。また、Ｎｏ．２２はＣ量が本発明の上限値を超える例であり、耐低温割れ性が低下した。
【００６７】
Ｎｏ．２３及び２４は、仕上圧延温度が高い為、旧γ粒の偏平率が本発明の上限値を超える例であり、所望の母材靭性が得られなかった。
【００６８】
Ｎｏ．２５はＳｉ量が本発明の上限値を超える例であり、所望の母材靭性が得られれなかった。
【００６９】
Ｎｏ．２６はＭｎ量が本発明の下限値を下回る例であり、所望の母材強度が得られなかった。また、Ｎｏ．２７はＭｎ量が本発明の上限値を超える例であり、母材靭性が低下した。
【００７０】
Ｎｏ．２８はＮｉ量が本発明の上限値を超える例であり、耐低温割れ性が低下した。
【００７１】
Ｎｏ．２９はＣｒ量が本発明の上限値を超える例であり、所望の母材靭性が得られなかった。
【００７２】
Ｎｏ．３０はＭｏ量が本発明の上限値を超える例であり、所望の母材靭性が得られなかった。
【００７３】
Ｎｏ．３１はＮｂ量が本発明の上限値を超える例であり、ＨＡＺ靭性が低下した。
【００７４】
Ｎｏ．３２はＣｕ量が本発明の上限値を超える例であり、母材靭性が低下した。
【００７５】
Ｎｏ．３３はＶ量が本発明の上限値を超える例であり、ＨＡＺ靭性が低下した。
【００７６】
Ｎｏ．３４／Ｎｏ．３５はＢ量が本発明の下限値／上限値を下回る／超える例であり、いずれも所望の母材強度が得られなかった。
【００７７】
Ｎｏ．３６はＴｉ量が本発明の上限値を超える例であり、母材靭性が低下した。
【００７８】
Ｎｏ．３７はＫＮ値が本発明の下限値を下回る例であり、母材靭性が低下した。また、Ｎｏ．４１はＫＮ値が本発明の上限値を超える例であり、ＨＡＺ靭性が低下した。
【００７９】
Ｎｏ．３８はＺｒ量が本発明の上限値を超える例であり、母材靭性が低下した。
【００８０】
Ｎｏ．３９はＨｆ量が本発明の上限値を超える例であり、母材靭性が低下した。
【００８１】
Ｎｏ．４０はＣａ量が本発明の上限値を超える例であり、母材靭性が低下した。
【００８２】
Ｎｏ．４２はＮ量が本発明の上限値を超える例であり、ＨＡＺ靭性が低下した。
【００８３】
Ｎｏ．４３はＫＰ値が本発明の下限値を下回る例であり、所望の母材強度が得られなかった。
【００８４】
【発明の効果】
本発明法は以上の様に構成されており、溶接性（耐低温割れ性及びＨＡＺ靭性）に優れると共に、良好な母材靭性（特にｖＥ-100≧１００Ｊ）も兼ね備えた高張力鋼板を提供することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】母材強度とＫＰ値の関係を示すグラフである。
【図２】ＨＡＺ靭性とＫＮ値の関係を示すグラフである。
【図３】サブマージアーク溶接時のボンド靭性の試験片採取位置を示す概略説明図である。
【図４】本発明の成分設計の考え方を説明するための模式的なＣＣＴ線図である。
Claims (5)
- Ｃ ：０．０１０〜０．０６％（質量％の意味、以下同じ），
Ｍｎ：１．０〜３．０％，
Ｃｒ：０．１〜２．０％，
Ｍｏ：０．１〜１．５％，
を含有し、更に
Ｂ ：０．０００６〜０．００５０％を含有し、更に
Ｓｉ：１．０％以下 （０％を含まない），
Ｎｉ：６％以下 （０％を含む），
Ｎ ：０．０２０％以下（０％を含まない），
を含有し、更に
Ｔｉ：０．０３％以下，
Ｚｒ：０．０５％以下，及び
Ｈｆ：０．１０％以下
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有し、
残部：鉄及び不可避不純物であり、
板厚の１／４位置を鏡面研磨した試験片についての旧γ粒の短径および長径を測定したとき、｛（短径／長径）×１００｝で算出される旧γ粒の偏平率が平均で５０％以下であり、且つ、
下式（１）で表されるＫＰがＫＰ≧３．２を満足すると共に、
下式（２）で表されるＫＮが０．０≦ＫＮ≦３．０を満足するものであることを特徴とする溶接性及び母材靭性に優れた高張力鋼板。
ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］ … （１）
ＫＮ＝（［Ｎ］／１４−［Ｔｉ］／４８−[Ｚｒ]／９１−［Ｈｆ］／１７８）×１０4 …（２）
（式中、［ ］は各元素の含有量（％）を意味する） - 更に
Ｃｕ：２．０％以下 （０％を含む），
Ｖ ：０．１０％以下 （０％を含む），
Ａｌ：２．０％以下 （０％を含む），
Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含む）
を満たすものである請求項１に記載の高張力鋼板。 - 更に
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％を含有するものである請求項１または２に記載の高張力鋼板。 - 上記ＫＰがＫＰ≧４．０を満足するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高張力鋼板。
- 母材靭性ｖＥ −１００ が１００Ｊ以上である請求項１〜４のいずれかに記載の高張力鋼板。
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