JP4220871B2 - 高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、低音響異方性、溶接性［溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性］および耐力（例えば、０．２％伸長時の耐力）に優れた５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満の鋼板（以下、単に「５９０ＭＰａ級鋼板」という）およびその製造方法に関するものである。本発明の高張力鋼板は、特に建築構造物や橋梁などの大型構造物に好適に用いられる。

例えば、建築用や橋梁用の鋼板（厚鋼板）では、溶接部に欠陥が存在すると、この部分が破壊発生の起点となり易いため、超音波探傷試験によって欠陥部分の有無を調査し、欠陥部分が存在していた場合には、該部分を補修するといった作業が一般的に行われている。ところが、探傷方向によって著しく音速が変化する鋼板では、超音波探傷試験で溶接欠陥部の正確な位置を検出できないことから、上記分野などに適用される鋼板においては、所謂「音響異方性」が小さいことが要求されている。

また、こうした建築用や橋梁用などに用いられる鋼板では、母材強度、靭性、溶接性などの各種特性が要求されるに加えて、製造コストの低減化の面から、焼入れ焼戻しを行わずに製品とする所謂非調質であっても、こうした特性が十分に確保できることが求められている。

例えば、特許文献１には、極低炭素ベイナイト鋼において、αＢ（Ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ α）組織の中に、より拡散的なαｑ（Ｑｕａｓｉ−Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ α）を微細分散させることで、母材強度（引張り強さ）、板厚方向の靭性、および低音響異方性を確保した極厚鋼板が開示されている。

また、特許文献２や特許文献３には、マルテンサイトまたはベイナイトの一方あるいは双方の組織を有し、旧オーステナイト（γ）粒のアスペクト比が１．５以下、旧γ粒の短径の平均値が６０〜７００μｍであり、且つＴｉ、Ｎ、Ｓの含有量および旧γ粒の短径の平均値が、特定の関係を有する鋼材が提案されている。

これら特許文献1〜３では、低音響異方性はある程度達成されているものの、例えば溶接性や母材靭性の面で、不十分な場合があった。

他方、特許文献４では、化学組成を特定のものとすることで、溶接性（大入熱ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）に優れた高張力鋼板が開示されている。この特許文献４に開示の高張力鋼板は、非常に優れた特性を有しているものの、音響異方性については一切考慮されておらず、必ずしも低音響異方性が達成されている訳ではないため、かかる点に未だ改善の余地を残していた。
特開平１１−１９３４４５号公報 特開２０００−１７８６４５号公報 特開２００１−３１３７号公報 特開２００２−４７５３２号公報

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、非調質であっても、低音響異方性、母材靭性、溶接性（特に大入熱ＨＡＺ靭性）といった各種特性に優れた５９０ＭＰａ級鋼板と、その製造方法を提供することにある。

上記目的を達成し得た本発明の高張力鋼板は、Ｃ：０．０１０〜０．０６％（質量％の意味、以下同じ），Ｍｎ：１．２５〜２．５％，Ｃｒ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：０．００５〜１．５％，Ｖ：０．０４％以下（０％を含む），Ｎｂ：０．００１〜０．０４％，Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，Ｂ：０．０００６〜０．００５％，Ｎ：０．００２０〜０．０１０％を満たす鋼からなり、２．４≦ＫＰ≦４．５、ＫＶ≦０．０４０を夫々満足すると共に、鋼組織の９０体積％以上がベイナイトであり、旧γ粒（旧オーステナイト粒）は、平均アスペクト比が１．８以下であり、且つ平均円相当径が１００μｍ以下であり、引張強さが５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満であるところに要旨を有するものである。

ここで、上記ＫＰ値は下記式（１）で、また上記ＫＶ値は下記式（２）で表される。
ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］ （１）
ＫＶ＝［Ｖ］＋［Ｎｂ］ （２）
《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。》

本発明において、上記鋼組織に占めるマルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織（ＭＡ組織）の平均体積分率が３％以下である高張力鋼板は、母材靭性が一層良好となるので好ましい。このとき、上記ＭＡ組織の平均円相当径は１μｍ以下であるものが好ましく、上記ＭＡ組織の平均アスペクト比は２．５以下であるものが好ましい。

本発明の高張力鋼板としては、前記Ｍｏ含量が０．０５〜１．５％であり、且つ、前記Ｎｂ含量が０．００５〜０．０４％であるものが好ましい。

本発明において、さらにＮｉ：５％以下および／またはＣｕ：１．２％以下を含有する高張力鋼板、あるいは上記のＭｎ含有量が１．２５〜１．８％であるとき、さらにＣｕ：１．２％を超え、２．０％以下を含有する高張力鋼板や、これらのＭｎ量およびＣｕ量を満たし、さらにＮｉ：５％以下を含有する高張力鋼板は、溶接性がより高められるので好ましい。また、さらにＣａ：０．００５％以下を含有する高張力鋼板や、さらにＳｉ：１％以下，Ｐ：０．０２０％以下，Ｓ：０．０１０％以下，Ａｌ：０．２％以下に夫々抑えられている高張力鋼板は、溶接性が一層高められるので好ましい態様である。

このような本発明の高張力鋼板は、肉厚（板厚）が８０ｍｍ以上のものでも良好な特性を有するものである。

上記の高張力鋼板は、Ａ_c3点〜１３００℃に加熱して熱間圧延を行う際に、全圧下量の５０％以上を部分再結晶域で圧延することにより製造できる。ここで、上記部分再結晶域とは、該温度域においてγ粒径（オーステナイト粒径）：１００±１０μｍとした鋼板試験片を、歪速度：１０ｓｅｃ^-1、相当歪：０．２の条件で圧下し１０ｓｅｃ後に組織を凍結したときに、２０〜８０体積％が再結晶粒となる温度域である。

また、上記熱間圧延後に、２００℃まで冷却し、その後Ａ_c1点以下の温度で焼戻しを行うことも推奨される。このときの冷却は、水冷で行うことが好ましい。

また、上記熱間圧延の後、Ｂｓ点以下の温度まで水冷することも好ましい態様である。

なお、本発明に係る上記高張力鋼板の化学組成は、典型的には上記元素の他は残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるが、その他の化学成分についても、本発明の効果を阻害しない範囲内で含有されていてもよい。

本発明によれば、優れた母材特性および溶接性に加えて、鋼組織中の旧γ粒を特定の形態に制御することにより、優れた低音響異方性をも有する高張力鋼板を提供できる。これにより、超音波探傷試験による溶接欠陥の正確な調査が可能であり、例えば、建築構造物や橋梁などの大型構造物の分野において、信頼性の高い材料として適用し得る。

さらに、本発明の高張力鋼板は、部分再結晶という現象を利用する方法で製造可能であり、非調質鋼板としても、上述の優れた特性を確保し得る。

本発明者等は、前掲の従来技術では達成困難であった低音響異方性、母材強度・靭性、さらに大入熱ＨＡＺ靭性といった特性を、再加熱焼入れ、さらには調質処理なしでも確保し得る鋼板を開発すべく鋭意検討を重ねた結果、特定の化学組成に加えて、旧γ粒の形態を適切に制御すれば、こうした目的が高度に達成されることを見出した。また、このような鋼板の組織制御は、熱間圧延条件を厳格に管理し、部分再結晶という現象を利用することによって、実施可能であることも見出し、本発明を完成させたのである。

なお、本発明でいう「旧γ粒」とは、上記の通り、旧オーステナイト粒を意味し、一般に組織がオーステナイトの状態から冷却されると、組織変態が生じてフェライトやマルテンサイトなどの別組織になるが、この変態前のオーステナイト粒を、変態後の鋼材（鋼板など）より見る立場から指す用語が「旧γ粒」である。以下、本発明を詳細に説明する。

本発明の鋼板は、鋼組織の９０体積％以上がベイナイトであり、旧γ粒について、平均アスペクト比が１．８以下であり、且つ平均円相当径が１００μｍ以下である。

まず、鋼板の音響異方性の低減と、母材靭性向上の観点から、旧γ粒の形態に着目して検討を重ねた。音響異方性については、ＪＩＳ Ｚ ３０６０に規定される横波音速比Ｃ_SL／Ｃ_SC［振動方向をＬ方向（主圧延方向）とＣ方向（Ｌ方向に直交する方向）として得られた横波音速値Ｃ_SL（ｍ／ｓｅｃ）とＣ_SC（ｍ／ｓｅｃ）の比］の値を、例えば１．０２以下といった低い値、すなわち、低音響異方性とすべく、旧γ粒の形態との関係を調査した。

図１は、Ｃ：０．０３％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：１．５％、Ｎｉ：０．４％、Ｃｒ：０．６％、Ｍｏ：０．３％、Ｎｂ：０．０１％、Ｔｉ：０．０１４％、Ｂ：０．０１０％、を含み、ＫＰ値：３．０、ＫＶ値：０．０１、板厚：８０ｍｍ、旧γ粒：６０μｍである鋼板（焼戻しなし）において、旧γ粒の平均アスペクト比（横軸）と横波音速比Ｃ_SL／Ｃ_SC（縦軸）との関係を表したグラフである。このように、旧γ粒の平均アスペクト比（「長径／短径」の比）が１．８以下のときに、例えば横波音速比が１．０２以下といった低音響異方性が達成されることを見出した。より好ましい旧γ粒の平均アスペクト比は１．５未満、さらに好ましくは１．３未満である。

また、母材靭性については、鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取して−５℃でシャルピー衝撃試験を行い、測定される吸収エネルギー（ｖＥ_-5）と旧γ粒の形態との関係を調査した。

図２は、Ｃ：０．０３％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：１．５％、Ｎｉ：０．４％、Ｃｒ：０．６％、Ｍｏ：０．３％、Ｎｂ：０．０１％、Ｔｉ：０．０１４％、Ｂ：０．０１０％、を含み、ＫＰ値：３．０、ＫＶ値：０．０１、板厚：８０ｍｍである鋼板（焼戻しなし）において、旧γ粒の平均円相当径（横軸）と母材靭性（ｖＥ_-5、縦軸）との関係を表したグラフである。このように、旧γ粒の平均円相当径が１００μｍ以下のときには、例えば、ｖＥ_-5が２００Ｊ以上といった優れた母材靭性を確保できることが判明した。より好ましい旧γ粒の平均円相当径は６０μｍ以下であり、さらに好ましくは４０μｍ以下である。他方、旧γ粒の平均円相当径の下限は３μｍであることが望ましい。旧γ粒の平均円相当径が３μｍ未満になると、焼入れ性が極端に低下し、ベイナイト組織を得るために多量の合金元素が必要となり、溶接性が低下傾向になると共にコストアップを招く原因になる。より好ましくは１０μｍ以上、さらに好ましくは２０μｍ以上である。

なお、旧γ粒の平均アスペクト比および平均円相当径は、以下のようにして測定される。板厚の１／４部位を鏡面研磨した試験片を、山本科学工具研究社製ＡＧＳ液や、２％硝酸−エタノール液（２％ナイタール液）などを用いてエッチング処理する。エッチング条件は、上記ＡＧＳ液の場合は室温で５〜１０分、２％ナイタール液の場合は室温で５〜３０秒とすることが推奨される。エッチング処理を施した後の試験片を、光学顕微鏡を用いて倍率：４００倍で観察し、写真撮影をする。得られた顕微鏡写真（観察視野１０視野）について、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」などを用いて画像解析を行い、旧γ粒の長径、短径および円相当径を測定する。

平均アスペクト比については、観察視野中に認められる個々の旧γ粒のアスペクト比（長径／短径）を求め、このアスペクト比の平均値を求めることで得られる。また、旧γ粒の円相当径は、各旧γ粒の面積を画像解析により測定し、該面積から個々の旧γ粒の円相当径（観察した旧γ粒を、真円であると見なした場合の直径）を求める。旧γ粒の平均円相当径は、観察視野中に認められる全ての旧γ粒の円相当径を平均して求める。

さらに本発明の鋼板では、旧γ粒の形態制御に伴う母材強度（例えば、０．２％伸長時の耐力）低下を抑制するため、鋼組織の９０体積％以上をベイナイトとする。すなわち、母材靭性確保の点で旧γ粒を微細化するため、結果として焼入れ性の低下による鋼板の強度低下が引き起こされるが、鋼組織をベイナイト主体とすることによってこれを回避するのである。

図３は、Ｃ：０．０３％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：１．５％、Ｎｉ：０．４％、Ｃｒ：０．６％、Ｍｏ：０．３％、Ｎｂ：０．０１％、Ｔｉ：０．０１４％、Ｂ：０．０１０％、を含み、ＫＰ値：３．０、ＫＶ値：０．０１、板厚：８０ｍｍである鋼板（焼戻しなし）において、組織中のベイナイト分率（横軸）と、０．２％伸長時の耐力（縦軸）との関係を表したグラフである。このように、鋼組織の９０体積％以上をベイナイトとすることで、例えば４３０ＭＰａ以上といった優れた耐力を確保することができ、さらには、引張強度を５９０ＭＰａ以上７９０ＭＰａ未満とすることができる。なお、上記０．２％伸長時の耐力および引張強度は、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で得られる値である。より好ましい鋼組織中のベイナイト分率は９５体積％以上であり、さらに好ましくは９７体積％以上である。

なお、鋼組織中のベイナイト分率は、上述した旧γ粒の平均アスペクト比および平均円相当径を測定する際に得られる光学顕微鏡写真を、上記と同様の方法で画像解析し、フェライト、擬ポリゴナルフェライト、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）以外のラス状組織を全てベイナイトと見なして、ベイナイトの面積率を測定し、この値からベイナイト分率（体積％）を算出し、観察視野１０視野の平均値として求める。

本発明の高張力鋼板において特に好ましいのは、上記鋼組織に占めるマルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織（以下「ＭＡ組織」と称する場合がある）の平均体積分率が、３％以下であるものである。後述する実施例から明らかな様に、本発明者らが種々研究を重ねた結果、ＭＡ組織の平均体積分率を３％以下に抑制することによって、母材の靭性が一段と向上することが明らかになったからである。母材の靭性を確保する観点からは、ＭＡ組織の割合は３％まで許容できるが、ＭＡ組織の割合はできるだけ少ない方が良く、より好ましくは２％以下に抑えることが推奨される。最も好ましいＭＡ組織の割合は０％であるが、実操業でＭＡ組織の生成量を０％にすることは非常に困難であり、少なからず生成する。

ＭＡ組織の生成を３％以下に抑制するには、後述する如く、熱間圧延後に水冷で急冷すればよく、冷却時の降温速度を高めて急冷することでＭＡ組織の生成を抑えればよい。

この様に、ＭＡ組織の平均体積分率を３％以下に抑えると、母材の靭性が飛躍的に向上するので、ＭｏやＮｂなどの添加量を低減することができる（詳細は後述する）。

ＭＡ組織以外の組織は、実質的にベイナイト組織であることが好ましい。「実質的に」とは、不可避的に生成する他の組織の混入を許容する意味であり、基本的にはＭＡ組織とベイナイト組織からなることを表している。

鋼組織に占めるＭＡ組織の平均体積分率は、鋼板の厚みをｔとしたときに、鋼板表面からの深さがｔ／４の位置における組織を光学顕微鏡で観察することによって求める。鋼板の組織は、加熱条件や冷却条件に大きく影響を受けて変化するので、鋼板の表面部と中心部では生成する組織の割合に若干のバラツキを生じる。そのため、鋼板の表面部におけるＭＡ組織の生成量と中心部におけるＭＡ組織の生成量を比べると、ＭＡ組織の生成量は表面部の方が中心部よりも相対的に少なくなる。そこで、本発明において上記ＭＡ組織の平均体積分率は、鋼板表面からの深さがｔ／４の位置における組織を観察し、これを代表値として用いることとする。また、鋼板の特性を評価する際に用いる試験片（供試体）は、鋼板表面からの深さがｔ／４の位置から切り出すことが一般的であり、このことからも明らかな様に、鋼板表面からの深さがｔ／４の位置における組織組成を鋼板全体の組織組成とすることは妥当である。

本発明の高張力鋼板においては、上記ＭＡ組織の平均円相当径が１μｍ以下であるものが好ましい。ＭＡ組織が微細化することによって、母材の靭性が一層高くなるからである。ＭＡ組織の平均円相当径は０．７μｍ以下であることがより好ましい。

ＭＡ組織の平均円相当径を１μｍ以下に制御するには、後述する如く、熱間圧延の後に水冷すればよい。水冷により冷却時の降温速度を高めて急冷すると、ベイナイト変態途中における未変態オーステナイトへのＣの濃縮が緩和され、ＭＡ組織の平均円相当径が相対的に小さくなるからである。

本発明の高張力鋼板においては、上記ＭＡ組織の平均アスペクト比が２．５以下であるものが好ましい。ＭＡ組織の形状は母材の靭性に影響を与え、ＭＡ組織が球状化することで、母材の靭性が向上するからである。ＭＡ組織のより好ましい平均アスペクト比は２．２以下である。

ＭＡ組織の平均アスペクト比を２．５以下に制御するには、旧γ粒径をできるだけ小さくすればよく、旧γ粒径を小さくすることによって、ＭＡ組織の結晶成長が阻害されてアスペクト比が小さくなる。旧γ粒径を制御する具体的な手段については後述する。

なお、ＭＡ組織の平均体積分率や平均円相当径、平均アスペクト比は、次の様に測定する。まず、鋼板表面からの深さがｔ／４となる部位を鏡面研磨した試験片を、腐食液を用いてエッチング処理し、処理後の試験片を、光学顕微鏡を用いて倍率：１０００倍で観察して写真撮影する。ＭＡ組織を観察するためのエッチング処理には、エタノール（９６質量％）とピクリン酸（４質量％）を混合して得られるＡ液と、蒸留水（９９質量％）とメタ重亜硫酸ナトリウム（１質量％）を混合して得られるＢ液を、５０質量部：６０質量部（Ａ液：Ｂ液）で混合して得られる腐食液を用いる。

次に、得られた顕微鏡写真（観察視野１０視野）について、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」などを用いて画像解析を行ってＭＡ組織の平均面積率、平均円相当径および平均アスペクト比を夫々測定し、平均面積率を平均体積率とする。

ＭＡ組織の平均円相当径については、各ＭＡ組織の面積を画像解析により測定し、該面積から個々のＭＡ組織の円相当径を求める。次に、観察視野中に認められる全てのＭＡ組織の円相当径を平均して平均円相当径を求める。円相当径とは、観察したＭＡ組織を真円と見なした場合の直径である。

ＭＡ組織の平均アスペクト比については、観察視野中に認められる個々のＭＡ組織のアスペクト比（長径／短径）を求め、このアスペクト比の平均値を求めることで得られる。

上記の鋼組織は、後述する化学組成の鋼を用いて、後記の方法によって鋼板を製造することで確保できる。

さらに、本発明の鋼板では、優れた溶接性（特に大入熱ＨＡＺ靭性や耐溶接割れ性）を確保する観点からも、その化学組成を特定する。具体的には、Ｃを極低Ｃに制限した上で、焼入れ性向上元素であるＭｎ、ＣｒおよびＭｏを積極的に添加し、これら焼入れ向上元素の含有量によって定まるＫＰ値を適切に制御すると共に、さらにＢを添加し、大入熱ＨＡＺ靭性低下元素であるＶおよびＮｂの添加をＫＶ値として適切に制御する。これらの成分を適量添加すると、ベイナイトの連続冷却曲線（図４のＣＣＴ線図を参照）が短時間側且つ低温度側へ移動すると共に、フェライトのＣＣＴ線が長時間側へ移動する（実線から破線へ移動）。

そのため、従来は、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擬ポリゴナルフェライトを生成するために、硬さの冷却速度依存性が大きく、小入熱溶接時におけるＨＡＺ部の硬さ低減（耐溶接割れ性の改善）と母材強度を両立できず、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変態ベイナイトを生成し、硬さの冷却速度依存が低下し、溶接時のＨＡＺ部の硬さ低減（耐溶接割れ性の改善）と母材強度確保を両立ならしめた。

一方、大入熱溶接の場合、ＨＡＺの冷却速度が遅くなるため、従来はフェライトまたは擬ポリゴナルフェライトが生成し、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してＨＡＺ靭性の劣化を招いていたが、本発明では、冷却速度が遅くても低温変態ベイナイトが生成するため塊状ではなくフィルム状のマルテンサイト組織になると同時に、極低Ｃであるため生成するマルテンサイト組織が微細となり、ＨＡＺ靭性を確保できる。

加えて、上述の如く極低Ｃとすると共に焼入れ性向上元素の添加は、鋼組織をベイナイト主体とする点においても重要である。以下、本発明の鋼板の化学組成について説明する。

Ｃ：０．０１０〜０．０６％
Ｃは、溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強度を両立させ、且つ大入熱ＨＡＺ靭性を改善するために重要な元素である。Ｃが０．０６％を超えると高冷却速度側で低温変態ベイナイトでなくマルテンサイトが生成するようになり、耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性が改善されない。好ましくは０．０５５％以下である。なお、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０．０２０％以上、さらに好ましくは０．０３０％以上である。

Ｍｎ：１．２５〜２．５％，Ｃｒ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：０．００５〜１．５％
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〜低冷却速度で低温変態ベイナイトを生成しやすくすると共に、上記の通り、極低Ｃとし、同時に所定のＢ量を添加することで小入熱溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強度確保を両立させ、且つ大入熱ＨＡＺ靭性を高めるうえで重要な元素である。

Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの含有量は、夫々１．２５％以上、０．１％以上、０．００５％以上であることが必要となる。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：１．３％以上、Ｃｒ：０．３％以上、Ｍｏ：０．０５％以上である。Ｃｒ：０．５％超、Ｍｏ：０．１％以上であると一層好ましい。ただし、Ｍｎ，ＣｒおよびＭｏの含有量が、夫々２．５％、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：２．２％以下、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．３％以下である。

さらに、これらの元素の含有量によって定まる前記ＫＰ値は、２．４以上４．５以下であることが必要である。ＫＰ値が２．４未満では上記作用を有効に発揮させることができず、擬ポリゴナルフェライトやフェライトが生成し易くなり、５９０ＭＰａ以上の母材強度が得られなくなる。好ましくは２．７以上である。ただし、ＫＰ値が４．５を超えると大入熱ＨＡＺ靭性が低下する。好ましくは４．３以下である。

Ｖ：０．０４％以下（０％を含む），Ｎｂ：０．００１〜０．０４％以下
Ｖは少量の添加で焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める作用がある。ただし、０．０４％を超えて添加すると大入熱ＨＡＺ靭性が低下する。好ましくはＶ：０．０３％以下である。Ｎｂも少量の添加で焼入れ性を高め、母材強度の向上に寄与する。よって、Ｎｂの添加量は０．００１％以上とする。好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．００６％以上である。ただし、Ｎｂの添加量が０．０４％を超えると大入熱ＨＡＺ靭性が低下する。好ましくはＮｂ：０．０３％以下である。

さらにこれらの元素によって定まる前記ＫＶ値は、０．０４０以下であることが必要である。上記の通り、これらの元素はどちらも添加量が多すぎると大入熱ＨＡＺ靭性を低下させるからである。好ましくは０．０３５以下である。

Ｂ：０．０００６〜０．００５％
Ｂは焼入れ性改善元素であり、低冷却速度で低温変態ベイナイトを生成しやすくすると共に、上述の如く極低Ｃとし、同時に適量のＭｎ，Ｃｒ，Ｍｏを添加することで小入熱溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強度を高める作用を発揮する。しかし、Ｂ量が０．０００６％未満では焼入れ性改善効果が不足し、満足のいく母材強度が得られない。好ましくは０．０００７％以上、さらに好ましくは０.００１０％以上である。ただし、Ｂ量が０．００５％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０．００３％以下である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
ＴｉはＮと窒化物を形成して大入熱溶接時におけるＨＡＺ部のγ粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。ただし、Ｔｉが０．０３％を超えると逆にＨＡＺ靭性が低下する。好ましくは０．０２％以下である。なお、０．００５％未満では大入熱ＨＡＺ靭性改善の効果が十分でない。好ましくは０．００７％以上である。

Ｎ：０．００２０〜０．０１０％
Ｎは上記の通り、Ｔｉと窒化物を形成して大入熱溶接時におけるＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。ただし、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、母材の靭性および大入熱ＨＡＺ靭性を低下させる作用も有しており、Ｎの含有量が０．０１０％を超えるとその作用が顕著になる。好ましくは０．００８％以下である。なお、０．００２０％未満ではＴｉとの窒化物形成による大入熱ＨＡＺ靭性改善の効果が十分でない。好ましくは０．００３０％以上である。

さらに本発明では、溶接性の一層の向上を目指して、下記の元素を積極的に添加すること、あるいはその含有量を抑制することが推奨される。

Ｎｉ：５％以下
Ｎｉは母材靭性向上に有用な元素であるが、５％を超えて添加するとスケール疵が発生しやすくなるため、その上限を５％とすることが好ましい。より好ましくは４％以下である。

Ｃｕ：１．２％以下
Ｃｕは固溶強化およ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。ただし、１．２％を超えて添加すると大入熱ＨＡＺ靭性が低下するため、１．２％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは１．０％以下である。

ただし、Ｍｎ量が１．２５〜１．８％の範囲にある場合は、Ｃｕによる大入熱ＨＡＺ靭性の低下を補うことができるので、１．２％超のＣｕを添加しても大入熱ＨＡＺ靭性を確保できる。しかし、この場合でもＣｕ量が２．０％を超えると大入熱ＨＡＺ靭性が低下するため、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。

Ｃａ：０．００５％以下
ＣａはＭｎＳを球状化し、介在物の異方性を低減する効果を有する元素である。このような作用を発揮させるためには０．０００５％以上添加することが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。ただし、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０．００５％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは０．００４％以下である。

Ｓｉ：１％以下
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であるが、１％を超えると溶接性および母材靭性が低下するので１％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは０．６％以下である。

Ｐ：０．０２０％以下，Ｓ：０．０１０％以下
ＰおよびＳは、靭性等の物性に悪影響を及ぼす有害な不純物元素であり、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下に夫々抑えられていることが好ましい。

Ａｌ：０．２％以下
Ａｌは脱酸元素であると共に、Ｎを固定して固溶Ｂを増加させることでＢに基づく焼入れ性向上作用を高める元素であるが、０．２％を超えると母材の靭性が低下するので、その上限を０．２％とすることが好ましい。より好ましくは０．１％以下である。

本発明の高張力鋼板の化学組成は上述した通りであるが、鋼組織の９０体積％以上がベイナイトで、且つ、鋼組織に占めるＭＡ組織の平均体積分率が３％を超える場合は、Ｍｏ含量とＮｂ含量を夫々Ｍｏ：０．０５〜１．５％、且つ、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％とすることが好ましい。ＭｏとＮｂを比較的多く添加することによってＹＲの極端な低下を防ぎ、０．２％耐力を確保するためである。

一方、鋼組織の９０体積％以上がベイナイトで、且つ、鋼組織に占めるＭＡ組織の平均体積分率が３％以下の場合は、Ｍｏ含量とＮｂ含量を夫々Ｍｏ：０．００５〜１．５％、且つ、Ｎｂ：０．００１〜０．０４％とすることが好ましい。ＭｏとＮｂの添加量を減らしても、ＭＡ組織を低減することによって０．２％耐力を確保できるからである。

次に、本発明に係る鋼板の製法について説明する。本発明の製法においては、上記化学組成を満足する鋼を用いることに加えて、特に旧γ粒の形態を上述のように制御するに当たり、熱間圧延条件を厳格に管理する必要がある。具体的には、Ａ_c3点〜１３００℃に加熱して熱間圧延を行う際に、全圧下量の５０％以上、好ましくは全圧下量の７０％以上を、部分再結晶域で圧延する。こうした操作で部分再結晶という現象を利用することにより、鋼板中の旧γ粒を上述の形態（平均アスペクト比、および平均円相当径）に抑制することができる。

ここで、上記部分再結晶域とは、該温度域においてγ粒径：１００±１０μｍとした鋼板試験片を、歪速度：１０ｓｅｃ^-1、相当歪：０．２の条件で圧下を加えて１０ｓｅｃ後に組織を凍結（例えば水冷）したときに、２０〜８０体積％が再結晶粒となる温度域である。この部分再結晶域は、鋼板の化学組成に応じて変動するので、熱間圧延を実施する前に、各鋼板と同じ化学組成の鋼板試験片について上記操作を行い確認しておけばよい。

本発明の高張力鋼板を製造するには、上記部分再結晶域におけるトータルの圧下率が重要であり、熱間圧延後の冷却手段や冷却条件は特に限定されず、通常通り空冷すればよい。

ただし、鋼組織の９０体積％以上をベイナイト組織とすると共に、該鋼組織に占めるＭＡ組織の平均体積率を３％以下に抑制するためには、上記熱間圧延後、Ｂｓ点以下の温度まで水冷することが好ましい。熱間圧延後の鋼板を水冷によって急冷すると、ＭＡ組織の生成が抑制されて当該組織の平均円相当径も小さくなり、母材の靭性が向上するからである。

上記水冷条件は特に限定されないが、本発明で採用する上記水冷とは、降温速度が３℃／ｓｅｃ以上の冷却を指す。より好ましくは水冷時の降温速度を５℃／ｓｅｃ以上とするのがよく、さらに好ましくは１０℃／ｓｅｃ以上とすることが望ましい。

また、上記熱間圧延後に２００℃以下まで冷却し、その後、必要に応じてＡ_c1点以下の温度で焼戻しを行ってもよい。例えば、より高い母材靭性が求められる場合には、上記焼戻しにより靭性阻害因子であるＭＡ組織をフェライトとセメンタイトに分解できることから有効である。

なお、上記２００℃まで冷却する際の冷却手段も特に限定されず、通常通り空冷すればよいが、空冷の代わりに水冷することによってＭＡ組織の結晶成長を抑えても勿論構わない。

本発明の鋼板を製造する際の、その他の工程・条件は特に限定されず、通常用いられる高張力鋼板の製造工程、および条件（温度、時間など）を適宜採用すればよい。なお、本発明では、所謂調質処理を施さない非調質鋼板のままで、低音響異方性、母材強度・靭性、溶接性、といった各種特性を確保できる。よって、製造工程の省略が可能であり、生産コストを低減できる。

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をすることは、全て本発明の技術的範囲に包含される。

表１および２に示す化学組成の鋼を通常の溶製法により溶製し、スラブとした後、表３および４に示す条件で熱間圧延を行い、所定板厚の評価用鋼板を製造した。一部の鋼板については、上記熱間圧延後、２００℃まで冷却した後に、表３および４に示す温度で焼戻しを行った。

このようにして得られた評価用鋼板について、下記の各測定を行った。結果を表５および６に示す。

［旧γ粒の形態、およびベイナイト分率］
各鋼板の板厚１／４部位を鏡面研磨した試験片を、２％ナイタール液でエッチング後、該箇所について光学顕微鏡を用いて４００倍で観察し、写真撮影をした。この観察視野１０視野について、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」を用いて画像解析を行い、鋼組織中の旧γ粒の形態（平均アスペクト比および平均円相当径）およびベイナイト分率を測定した。この際、フェライト、擬ポリゴナルフェライトおよびＭＡ以外のラス状組織はベイナイトとみなした。

［引張強度（ＴＳ）、０．２％伸長時の耐力（０．２％耐力）、および降伏比（ＹＲ）］
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ＴＳ、０．２％耐力、およびＹＲを測定した。このうち、ＴＳおよび０．２％耐力については、５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａ、０．２％耐力≧４３０ＭＰａを合格とした。

［母材靭性］
各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、−５℃でシャルピー衝撃試験をおこなうことにより吸収エネルギー（ｖＥ_-5）を測定した。ｖＥ_-5≧２００Ｊを合格とした。

［音響異方性（横波音速比）］
ＪＩＳ Ｚ ３０６０の規定に準じて、横波音速比Ｃ_SL／Ｃ_SCを測定した。Ｃ_SL／Ｃ_SC≦１．０２を合格とした。

［ＨＡＺ靭性］
最高加熱温度を１３５０℃、Ｔｃ（８００〜５００℃の冷却時間）＝４０ｓｅｃ、あるいは最高加熱温度を１４００℃、Ｔｃ＝１００ｓｅｃの条件でＨＡＺ再現試験を行い、該試験後にＪＩＳ４号試験片を採取して、−５℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ_-5）を求めた。なお、Ｔｃ＝４０ｓｅｃは入熱５ｋＪ／ｍｍに、Ｔｃ＝１００ｓｅｃは入熱１５ｋＪ／ｍｍに相当するものである。いずれの条件でＨＡＺ再現試験をしたものにおいても、ｖＥ_-5≧８０Ｊを合格とした。

表３〜６において、鋼板Ｎｏ．のＡまたはＢの後の数字は、表１および２における鋼種Ｎｏ．を意味している。また、表５および６のＨＡＺ特性における「Ｔｃ＝４０ｓｅｃ」は、最高加熱温度を１３５０℃、Ｔｃ＝４０ｓｅｃの条件でＨＡＺ再現試験をした試験片について測定した結果を、「Ｔｃ＝１００ｓｅｃ」は、最高加熱温度を１４００℃、Ｔｃ＝１００ｓｅｃの条件でＨＡＺ再現試験をした試験片について測定した結果を、夫々意味している。なお、表６の旧γ粒における「―」は、旧γ粒が実質的に観察不可であったことを意味している。

表５および６から、以下のように考察できる。表５に示す各鋼板は、成分組成、鋼組織、およびＴＳが本発明の要件を満足しており、低音響異方性、その他の各種母材特性（０．２％耐力、ｖＥ_-5）、および溶接性（ＨＡＺ特性）のいずれも良好であった。

他方、表６に示す各鋼板は、本発明で定めるいずれかの要件を欠く比較例であり、以下の不具合を有している。

Ｂ２−１、Ｂ２−２、Ｂ１３−１、Ｂ１３−２の各鋼板は、部分再結晶域での圧下量が本発明の範囲を下回る熱間圧延条件で製造されており、Ｂ２−１およびＢ１３−１の鋼板は旧γ粒の平均アスペクト比が、Ｂ２−２およびＢ１３−２の鋼板は旧γ粒の平均円相当径が、夫々大きい例である。Ｂ２−１およびＢ１３−１の鋼板では横波音速比が大きく、低音響異方性が低減されておらず、Ｂ２−２およびＢ１３−２の鋼板では、母材靭性が劣っている。

Ｂ２０の鋼板はC量が高い例であり、母材靭性が劣っている。Ｂ２１の鋼板はＣ量が低い例であり、ＴＳおよび０．２％耐力が劣っている。

Ｂ２２の鋼板はＭｏ量が、Ｂ２３の鋼板はＭｏ量およびＮｂ量が、Ｂ２８の鋼板はＣｒ量およびＫＰ値が、夫々低い例であり、いずれもベイナイト分率が低く、旧γ粒が実質的に観察されない。これらの鋼板では、ＴＳおよび０．２％耐力が劣っている。

Ｂ２４の鋼板はＫＶ値が、Ｂ２５の鋼板はＶ量およびＫＶ値が、夫々高い例であり、母材靭性が劣っている。

Ｂ２６の鋼板は、Ｍｎ量およびＫＰ値が低い例であり、ＴＳおよび０．２％耐力が劣っている。

Ｂ２７の鋼板はＫＰ値が高く、Ｂ２９の鋼板はＭｎ量が低く、且つＭｏ量およびＫＰ値が高い例である。これらの鋼板では、ＴＳが非常に高く、母材靭性が劣っている。

Ｂ３０の鋼板は、Ｍｎ量、Ｃｒ量およびＫＰ値が低く、且つＣｕ量が高い例であり、母材靭性が劣っている。

Ｂ３１の鋼板はＴｉ量が、Ｂ３２の鋼板はＮ量が、夫々低い例であり、ＨＡＺ靭性（Ｔｃ＝４０ｓｅｃの条件の場合）が劣っている。

表７および８に示す化学組成の鋼を通常の溶製法により溶製し、スラブとした後、表９および１０に示す条件で熱間圧延し、次いで表９および１０に示す冷却停止温度まで同表に示す冷却速度で冷却し、所定の板厚からなる評価用鋼板を製造した。

一部の鋼板については、上記熱間圧延後、２００℃まで表９および１０に示す冷却速度で冷却し、次いで表９および１０に示す温度で焼戻しを行った。

また、一部の鋼板については、上記熱間圧延後、表９および１０に示す冷却停止温度まで同表に示す冷却速度で水冷し、次いで２００℃以下まで空冷した後に、表９および１０に示す温度で焼戻しを行なった。

このようにして得られた評価用鋼板について、上記実施例１と同様に、各測定を行った。結果を表１１および１２に示す。

なお、ＭＡ組織の平均体積分率、平均円相当径および平均アスペクト比は、下記の方法で測定した。

［ＭＡ組織の平均体積分率、平均円相当径および平均アスペクト比］
鋼板の板厚をｔとしたとき、鋼板表面からの深さがｔ／４となる部位を鏡面研磨した試験片を、腐食液を用いてエッチング処理し、処理後の試験片を、光学顕微鏡を用いて倍率：１０００倍で観察して写真撮影した。なお、エッチング処理には、エタノール（９６質量％）とピクリン酸（４質量％）を混合して得られるＡ液と、蒸留水（９９質量％）とメタ重亜硫酸ナトリウム（１質量％）を混合して得られるＢ液を、５０質量部：６０質量部（Ａ液：Ｂ液）で混合して得られる腐食液を用いた。

次に、得られた顕微鏡写真（観察視野１０視野）について、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」などを用いて画像解析を行ってＭＡ組織の平均面積率や平均円相当径、平均アスペクト比を測定し、この平均面積率を平均体積率とした。

また、母材靭性については、各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、−１０℃でシャルピー衝撃試験をおこなうことにより吸収エネルギー（ｖＥ_-10）を測定した。ｖＥ_-10≧２００Ｊを合格とした。

表９〜１２において、鋼板Ｎｏ．のＡまたはＢの後の数字は、表７および８における鋼種Ｎｏ．を意味している。また、表１１および１２のＨＡＺ特性における「Ｔｃ＝４０ｓｅｃ」は、最高加熱温度を１３５０℃、Ｔｃ＝４０ｓｅｃの条件でＨＡＺ再現試験をした試験片について測定した結果を、「Ｔｃ＝１００ｓｅｃ」は、最高加熱温度を１４００℃、Ｔｃ＝１００ｓｅｃの条件でＨＡＺ再現試験をした試験片について測定した結果を、夫々意味している。なお、表１２の旧γ粒における「測定不能」とは、フェライトや擬ポリゴナルフェライトが生成していたため、旧γ粒の判別がつかなかったことを意味している。

表１１および１２から、以下のように考察できる。表１１に示す各鋼板は、成分組成、鋼組織、およびＴＳが本発明の要件を満足しており、低音響異方性、その他の各種母材特性（０．２％耐力）、および溶接性（ＨＡＺ特性）のいずれもが良好であった。特に、母材特性のうち母材靭性（ｖＥ_-10）は非常に優れたものであった。

他方、表１２に示す各鋼板は、本発明の要件を満足しない比較例であり、上記何れかの特定が劣っている。

鋼板中の旧γ粒の平均アスペクト比と、鋼板の横波音速比との関係を示すグラフである。 鋼板中の旧γ粒の平均円相当径と、母材靭性との関係を示すグラフである。 鋼板中のベイナイト分率と、鋼板の０．２％伸長時の耐力との関係を示すグラフである。 溶接性向上の面から本発明における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 (12)

1. Ｃ ：０．０１０〜０．０６％（質量％の意味、以下同じ），
   Ｍｎ：１．２５〜２．５％，
   Ｃｒ：０．１〜２．０％，
   Ｍｏ：０．００５〜１．５％，
   Ｖ ：０．０４％以下（０％を含む），
   Ｎｂ：０．００１〜０．０４％，
   Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，
   Ｂ ：０．０００６〜０．００５％，
   Ｎ ：０．００２０〜０．０１０％，
   Ｎｉ：５％以下および／またはＣｕ：１．２％以下，
   Ａｌ：０．２％以下を含有し，
   Ｓｉ：１％以下，Ｐ：０．０２０％以下，Ｓ：０．０１０％以下に抑制されており、
   残部：Ｆｅおよび不可避不純物
   を満たす鋼からなり、
   ２．４≦ＫＰ≦４．５
   ＫＶ≦０．０４０
   を夫々満足すると共に、
   鋼組織の９０面積％以上がベイナイトであり、残部：フェライト、擬ポリゴナルフェライト、マルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織（ＭＡ組織）であり、
   旧γ粒は、平均アスペクト比が１．８以下で、且つ平均円相当径が１００μｍ以下であり、
   引張強さが５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満であることを特徴とする高張力鋼板。
   ただし、
   ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］
   ＫＶ＝［Ｖ］＋［Ｎｂ］
   《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。》
2. Ｃ ：０．０１０〜０．０６％（質量％の意味、以下同じ），
   Ｍｎ：１．２５〜１．８％，
   Ｃｒ：０．１〜２．０％，
   Ｍｏ：０．００５〜１．５％，
   Ｖ ：０．０４％以下（０％を含む），
   Ｎｂ：０．００１〜０．０４％，
   Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，
   Ｂ ：０．０００６〜０．００５％，
   Ｎ ：０．００２０〜０．０１０％，
   Ｃｕ：１．２％を超え、２．０％以下，
   Ａｌ：０．２％以下を含有し，
   Ｓｉ：１％以下，Ｐ：０．０２０％以下，Ｓ：０．０１０％以下に抑制されており、
   残部：Ｆｅおよび不可避不純物
   を満たす鋼からなり、
   ２．４≦ＫＰ≦４．５
   ＫＶ≦０．０４０
   を夫々満足すると共に、
   鋼組織の９０面積％以上がベイナイトであり、残部：フェライト、擬ポリゴナルフェライト、マルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織（ＭＡ組織）であり、
   旧γ粒は、平均アスペクト比が１．８以下で、且つ平均円相当径が１００μｍ以下であり、
   引張強さが５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満であることを特徴とする高張力鋼板。
   ただし、
   ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］
   ＫＶ＝［Ｖ］＋［Ｎｂ］
   《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。》
3. さらにＮｉ：５％以下を含有するものである請求項２に記載の高張力鋼板。
4. 上記鋼組織に占めるマルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織（ＭＡ組織）の平均面積分率が３％以下のものである請求項１〜３のいずれかに記載の高張力鋼板。
5. 上記ＭＡ組織の平均円相当径が１μｍ以下のものである請求項４に記載の高張力鋼板。
6. 上記ＭＡ組織の平均アスペクト比が２．５以下のものである請求項４または５に記載の高張力鋼板。
7. さらにＣａ：０．００５％以下を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の高張力鋼板。
8. 板厚が８０ｍｍ以上である請求項１〜７のいずれかに記載の高張力鋼板。
9. 請求項１〜８のいずれかに記載の高張力鋼板を製造する方法であって、
   Ａc₃点〜１３００℃に加熱して熱間圧延を行うに当たり、全圧下量の５０％以上を部分再結晶域で圧延することを特徴とする高張力鋼板の製造方法。
   ここで、上記部分再結晶域とは、該温度域においてγ粒径：１００±１０μｍとした鋼板試験片に、歪速度：１０ｓｅｃ^-1、相当歪：０．２の条件で圧下を加えて１０ｓｅｃ後に組織を凍結したときに、２０〜８０面積％が再結晶粒となる温度域である。
10. 上記熱間圧延後、２００℃まで冷却し、その後Ａc₁点以下の温度で焼戻しを行う請求項９に記載の製造方法。
11. 上記冷却を水冷で行う請求項１０に記載の製造方法。
12. 上記熱間圧延後、Ｂｓ点以下の温度まで水冷する請求項９に記載の製造方法。

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