JP4227563B2 - 高靱性高張力非調質厚鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、主として橋梁・建築などの構造物に有用な高靱性高張力非調質厚鋼板に関するものである。

高張力厚鋼板は、ビルや橋梁などの構造物を建設する際に不可欠であり、ビル用鉄骨の組み立て時や橋梁の建設現場において、高張力厚鋼板は大入熱溶接されている。大入熱溶接を行う場合、溶接熱影響部（ＨＡＺ部）の靭性の劣化を防止したり、ＨＡＺ部の軟化を防止したり、溶接割れを防止したりする必要があり、従来から、種々の方法が提案されている。

例えば、ＴｉＣの析出物を、溶接時に溶接ＨＡＺ部に析出させ、ＨＡＺ部の軟化を抑えることが提案されている（特許文献１参照）。

また、ＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０で規定される溶接割れ感受性組成（ＰCM）を０．１８％以下として、溶接低温割れやＨＡＺ部の硬化を防止すると共に、Ｎｂを０．０５〜０．２％添加してＨＡＺ部の軟化を防止する技術が提案されている（特許文献２参照）。

また、Ｃeq（％）＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２２＋［Ｍｎ］／６＋［Ｐ］／１０−［Ｃｕ］／２０−［Ｎｉ］／２４＋［Ｃｒ］／２で規定される炭素当量（Ｃeq）を０．４１％以下とすることにより、板厚が厚くても良好な溶接性を確保することが提案され、溶接性を、高温割れ、引張強さ、及び靭性で評価している（特許文献３参照）。

また、Ｔｉを０．０３〜０．２％程度添加してＨＡＺ靭性を損なうことなく母材強度を向上させると共に、粗大なＴｉＣ等を積極的に析出させることにより母材靭性を向上させることが提案されている（特許文献４参照）。

しかし、これらの技術では、特に大入熱溶接時のＨＡＺ部の軟化防止の観点からは更なる改良が求められる。また、建築用としての高張力厚鋼板の降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）を８０％以下の低いＹＲとするためには、Ｑ’と称される特殊な熱処理を施す必要がある（特許文献５参照）。このため、熱処理回数が増大するため、製造コストが上昇し、製造工期が長くなる。更には、前記Ｑ’処理とは、Ａc1点とＡc3点との間の二相域温度に加熱した後で水冷する処理であり、軟質フェライトを生成させて低ＹＲ化を達成するものである。このためＱ’処理を施す場合には、全体の強度低下を防止するため、フェライト以外のミクロ組織を硬くしておく必要があり、Ｃや合金元素を増量する必要がある。従って溶接性が低下し、例えば、ｙ型溶接割れ試験で評価した場合、ある程度の予熱を行わなければ割れを防止するのが困難である問題もあった。

このため、更に、ＴＳ５９０ＭＰａ以上の高張力鋼板において、非調質によって、大入熱溶接時のＨＡＺ部の軟化防止を更に改善し、８０％以下の低いＹＲを確保するために、ＨＡＺ部の軟化特性に大きく影響する固溶Ｔｉ量を０．００５〜０．０３０％以下の範囲に制御することが提案されている（特許文献６参照）。
特開平６−１４５７９０号公報（請求項１、段落００１６） 特開２００１−２８８５３３号公報（請求項１、段落００１６、段落００３２） 特開２００１−２４７９１６号公報（請求項１〜２、段落００３６、実施例） 特開２００１−３５５０４０号公報（段落０００８〜０００９、００１３） 特開平４−３１８号公報（従来技術の欄） 特開２００３−３１３６３４号公報 (請求項、段落００３４、図２)

上記特許文献６は、熱間圧延後に焼戻し処理を行わない焼戻し省略鋼であり、焼入れの有無に拘わらず高い強度と靱性を達成することができる。このような高強度高靱性鋼が得られる理由としては、固溶Ｔｉによって強化されていることと、成分組成が適切な範囲に調整されているため、焼入れを行わない場合でもベイナイト主体（例えば、面積比でベイナイトが５０％以上）の組織にできることである。

ただ、上記特許文献６では、その図２にも示しているように、固溶Ｔｉの量が０．０３％を超えた場合、母材靱性が著しく低下してしまう。したがって、固溶Ｔｉの量を０．０３％を超えては高くできず、圧延ままでの鋼組織のベイナイト化（ベイナイト組織分率を高める）には大きな限界があった。このため、母材靱性の強化にも限界があり、また、大入熱溶接時のＨＡＺ部の軟化防止や、耐溶接割れ性に対しても限界があった。

本発明は、上記のような事情に着目してなされたもので、固溶Ｔｉの増大によって、圧延ままでの鋼組織の高ベイナイト化を図り、大入熱溶接時のＨＡＺ部の軟化防止などの溶接性に優れるとともに、高靱性で高張力な非調質厚鋼板を提供しようとするものである。

この目的を達成するための、本発明の高靱性高張力非調質厚鋼板の要旨は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：１％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．１〜２．５％、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｔｉ：０．０３％を超え、０．０６０％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、固溶Ｔｉ量が０．０３％を超え、ベイナイト組織分率が９０％以上であることとする。

そして、熱間圧延後に焼入れを行わない場合でも、ベイナイト組織分率が９０％以上の鋼組織に、確実にするためには、更に、前記元素の内、Ａｌ：０．０１〜０．０３％、Ｔｉ：０．０３％を超え、０．０４０％以下、Ｂ：０．００１５〜０．００２５％、Ｎ：０．００４０〜０．００６０％、とすることが好ましい。

本発明者らは、鋼中の固溶Ｔｉ量を０．０３％を超える量とし、更に、Ｍｏ、Ｂを複合添加することにより、固溶Ｔｉのα変態抑制効果が増大し、鋼板組織のベイナイト組織分率を９０％以上とできることを知見した。

前記特許文献６では、Ｍｏ、Ｂを複合添加した例もあり、鋼中の固溶Ｔｉ量を０．０３％を超える量としたにもかかわらず、母材靱性が著しく低下していた。この理由は、α変態抑制が不十分で、鋼板組織のベイナイト組織分率が５０％を超える程度と低い一方で、５０％以下の実質量のα組織が存在するために、靱性低下を招く、微細ＴｉＣが析出していたためと推考される。また、更には、靱性を低下させる上部ベイナイトなどの組織も生じていたものと推考される。

前記した、固溶Ｔｉ量を０．０３％を超える量とし、Ｍｏ、Ｂを複合添加することは、熱間圧延後の鋼板組織を、ベイナイト組織分率が９０％以上にするための、最低必要条件である。したがって、鋼の成分組成と、製造条件、特に熱間圧延後の冷却条件との関係によっては、ベイナイト組織分率が９０％以上にできず、実質量のα組織生成による微細ＴｉＣの析出や、上部ベイナイトなどの組織が生じる場合がある。

これに対して、製造条件、特に熱間圧延後の冷却条件の範囲（冷却速度などの振れ）によらず、ベイナイト組織分率を９０％以上に確実にするためには、上記要旨に更に加えて、前記好ましい本発明要旨のように、更に、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎの４つの元素の成分バランス（含有量）を、より厳密（狭い範囲）に調整することが好ましい。

前記特許文献６において、α変態抑制が不十分となった理由は、このＡｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎの４つの元素の成分バランスを、より厳密に調整できておらず、いずれかの元素、例えばＡｌの含有量が好ましい上限値０．０３％を大幅に超えるなどしていたためと推考される。

これに対し、本発明では、圧延ままでの鋼組織の高ベイナイト化を図り、大入熱溶接時のＨＡＺ部の軟化防止などの溶接性に優れるとともに、高靱性で高張力な非調質厚鋼板を提供できる。

本発明の各要件について、以下にその実施態様を具体的に説明する。
（厚鋼板組織）
先ず、本発明の厚鋼板組織については、母材靱性向上と、大入熱溶接時のＨＡＺ部の軟化防止のために、ベイナイト組織分率を９０％以上とする。
図１に、ＴＳ５９０ＭＰａ級の高張力鋼板の母材靱性とベイナイト組織分率との関係を示す。図１に示す通り、ベイナイト組織分率が５０％まで増すにつれて、母材靱性は低下する。そして、ベイナイト組織分率が８０％を超える領域まで母材靱性が低い状態が続き、これを超えて、ベイナイト組織分率が９０％以上となると、逆に、母材靱性は急激に向上する。この傾向は、大入熱溶接時のＨＡＺ部の軟化防止についても言える。したがって、本発明では、厚鋼板のベイナイト組織分率を９０％以上として、母材靱性を向上させ、大入熱溶接時のＨＡＺ部の軟化防止を図る。

図２に、同じＴＳ５９０ＭＰａ級の高張力鋼板の、引張特性とベイナイト組織分率との関係を示す。図２に示す通り、ベイナイト組織分率が増すにつれて、ＹＳ、ＴＳともに徐々に向上するが、ベイナイト組織分率が９０％以上となっても、この傾向に変化はない。つまり、ベイナイト組織分率が９０％以上となっても、上記図１の母材靱性のようには、引張特性はあまり劇的には変化しない。言い換えると、ベイナイト組織分率の増加効果は、母材靱性に対しての特有の効果であることが分かる。

図３、４に、同じＴＳ５９０ＭＰａ級の高張力鋼板の、引張特性と固溶Ｔｉ量との関係、母材靱性と固溶Ｔｉ量との関係、各々を示す。図３、４に示す通り、固溶Ｔｉ量が増すにつれて、ＹＳ、ＴＳ、母材靱性ともに徐々に漸増するが、固溶Ｔｉ量が０．０３％を超えても、この傾向に変化はない。つまり、固溶Ｔｉ量が０．０３％を超えても、上記図１の母材靱性のようには、ＹＳ、ＴＳ、母材靱性ともに変化しない。

即ち、これらの事実は、本発明厚鋼板において、固溶Ｔｉ量は、前記した通り、ベイナイト組織分率を９０％以上とするために必要であって、それ自体が、ＹＳ、ＴＳ、母材靱性ともに、著しく向上させるものではないことを示している。言い換えると、固溶Ｔｉ量が０．０３％を超えても、鋼板組織のベイナイト組織分率が９０％未満と低ければ、図３、４に示すように、ＹＳ、ＴＳ、母材靱性ともに、向上しない。また、前記特許文献６のように、却って、靱性低下を招くこともあり得ることを示している。なお、これら図１〜４の厚鋼板は、後述する実施例の表１の鋼種Ａを、表２における発明例１の熱間圧延条件（加熱：１１５０℃、圧延仕上げ温度：７５０℃、空冷、板厚５０ｍｍ）を基本に、加熱温度や圧延仕上げ温度、冷却速度などの製造条件を種々変化させて、ベイナイト組織分率と固溶Ｔｉ量とを各々変化させたものである。

（厚鋼板組成）
次ぎに、本発明厚鋼板の組成について、以下に、各元素の含有量とその意義も含めて説明する。本発明厚鋼板の組成は、非調質厚鋼板を、橋梁用や建築用として、高靱性、高張力であって、溶接性にも優れさせるためのものである。また、これらの特性を保障するために、厚鋼板の組織をベイナイト組織分率９０％以上とするためのものである。

このために、基本的な組成としては、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：１％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．１〜２．５％、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｔｉ：０．０３％を超え、０．０４０％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、前記全Ｔｉの内で、固溶しているＴｉ量が０．０３％を超えるものとする。

また、熱間圧延後に焼入れを行わない場合でも、ベイナイト組織分率が９０％以上の鋼組織に、確実にするためには、更に、前記元素の内、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎの４つの元素の成分を、より狭い範囲に調整してバランスさせることが好ましい。即ち、Ａｌ：０．０１〜０．０３％、Ｔｉ：０．０３％を超え、０．０４０％以下、Ｂ：０．００１５〜０．００２５％、Ｎ：０．００４０〜０．００６０％、とすることが好ましい。

（Ｃ：０．０１〜０．１０％）
Ｃは強度確保に有用な元素であり、かかる作用を有効に発揮させるべく、その下限を０．０１％に設定した。好ましい下限は０．０２％以上、特に０．０３％以上である。しかし、Ｃ含有量が過剰となると、小入熱溶接後にＨＡＺ部が硬化して割れが発生するおそれがあるため、その上限を０．１０％に設定した。好ましい上限は０．０９％以下、特に０．０８％以下である。

（Ｓｉ：１％以下、但し０％を含まない）
Ｓｉ含有量が過剰になると溶接性が阻害される為、その上限を１％に設定した。好ましい上限は０．６％以下、特に０．４％以下である。一方、Ｓｉは強度向上に有効な元素であるため、溶接性を阻害しない範囲で含有するのが望ましい。したがって、Ｓｉを１％以下（０％を含まない）と規定した。好ましいＳｉ量の下限は０．１％、特に０．２％である。

（Ｍｎ：１．１〜２．５％）
Ｍｎは焼入れ性向上元素であり、本発明のような低Ｃ鋼において所定の強度を確保するのに有用である。このような作用を有効に発揮させる為にその下限を１．１％に設定した。Ｍｎの好ましい下限は１．２％以上、特に１．２５％以上である。但し、Ｍｎ添加量が過剰になると溶接性が劣化する為、その上限を２．５％に設定した。Ｍｎの好ましい上限は２．０％以下、特に１．７５％以下である。

（Ａｌ：０．１％以下、但し０％を含まない）
Ａｌは、Ｔｉ、Ｂ、Ｎとともに、熱間圧延後の空冷や水冷によらず（冷却速度によらず）、鋼板のベイナイト組織分率を９０％以上とするための、鋼板組成バランス上重要な役割を果たす。ただ、Ａｌが過剰になると溶接性が阻害されるため、その上限を０．１％に設定し、上記規定とした。前記鋼板のベイナイト組織化の役割をより確実に果たすためには、Ａｌを一定含有量の範囲、０．０１〜０．０３％とすることが好ましい。また、Ａｌには固溶酸素を捕捉し、鋼の靭性向上に寄与する効果もある。

（Ｍｏ：０．０５〜１．０％）
Ｍｏは、鋼板の焼入性向上と析出強化とによって母材の強度向上に有効な元素であるが、明瞭な効果を生じるためには０．０５％以上の含有が必要である。一方、Ｍｏは炭化物を安定化して、γ’変態を助長する元素であるため、１．０％を超えて含有すると、γ’変態によって靭性が劣化する懸念が大きい。従って、本発明においてはＭｏの含有量を０．０５〜１．０％とする。

（Ｔｉ：０．０３％を超え、０．０６０％以下）
Ｔｉは、Ａｌ、Ｂ、Ｎとともに、熱間圧延後の空冷や水冷によらず（冷却速度によらず）、鋼板のベイナイト組織分率を９０％以上とするための、鋼板組成バランス上重要な役割を果たす。また、Ｔｉは、後述する、本発明にとって重要な固溶Ｔｉ量を確保できる含有範囲とする。このためには、０．０３％を超える含有が必要である。一方、０．０６０％を超えると、粗大な酸化物や窒化物を形成して靭性や延性を劣化させるため、上限を０．０６０％とする。なお、前記鋼板のベイナイト組織化の役割をより確実に果たすためには、Ｔｉを０．０３％を超え、０．０４％以下とすることが好ましい。

（Ｂ：０．０００５〜０．００５０％）
Ｂは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎとともに、熱間圧延後の空冷や水冷によらず（冷却速度によらず）、鋼板のベイナイト組織分率を９０％以上とするための、鋼板組成バランス上重要な役割を果たす。Ｂは極微量で焼入性を高める元素であり、高強度化に有効な元素である。Ｂは固溶状態でオーステナイト粒界に偏析することによって焼入性を高めるため、極微量でも有効であるが、０．０００５％未満の含有では粒界への偏析量を十分に確保できないため、焼入性向上効果が不十分となったり、効果にばらつきが生じたりしやすくなる。一方、０．００５０％を超えて含有すると、鋼片製造時や再加熱段階で粗大な析出物を形成する場合が多いため、焼入性向上効果が不十分となったり、鋼片の割れや析出物に起因した靭性劣化を生じる危険性も増加する。さらにγ’変態を生じやすくなる。そのため、本発明においては、Ｂの範囲を０．０００５〜０．００５０％とする。なお、前記鋼板のベイナイト組織化の役割をより確実に果たすためには、Ｂを０．０１５〜０．００２５％とすることが好ましい。

（Ｎ：０．００２０〜０．００８０％）
Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂとともに、熱間圧延後の空冷や水冷によらず（冷却速度によらず）、鋼板のベイナイト組織分率を９０％以上とするための、鋼板組成バランス上重要な役割を果たす。また、ＮはＡｌやＴｉと結びついてオーステナイト粒微細化に有効に働く。これらの効果が明確になるためには、０．００２０％以上含有させる必要がある。一方、Ｎは、０．００８０％を超えて過剰に含有させると、ＴｉＮを形成することによって、固溶Ｔｉ量を少なくしてしまうおそれがあり、また、固溶Ｎが増加して靭性の劣化につながる。このため、上限を０．００８０％とする。なお、前記鋼板のベイナイト組織化の役割をより確実に果たすためには、Ｎを０．００４０〜０．００６０％とすることが好ましい。

（Ｐ：０．０２％以下、但し０％を含まない）
Ｐは不純物元素であり、極力低減することが好ましいが、靭性確保の効果もあり、この点から許容できる量として上限を０．０２％とし、前記規定とした。

（Ｓ：０．０１％以下、但し０％を含まない）
Ｓも不純物元素であり、延性、靭性を共に劣化させるため、低減が必要であるが、延性、靭性の劣化への影響度が大きくなく、実用的に許容できる上限として、その含有量を０．０１％以下とし、前記規定とする。

本発明鋼板組成では、以上説明した元素に加えて、更に、Ｃｕ：０．３〜３．０％、Ｎｉ：０．３〜３．０％、Ｃｒ：０．３〜２．０％、Ｖ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、の一種または二種以上を、選択的に含有することを含む。これらＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂは、共通して、鋼板の強度を高める。

（Ｃｕ：０．３〜３．０％）
Ｃｕは、ミクロ組織に大きく依存せず、母材の強度と靭性を同時に向上させる。この効果を発揮させるには、０．３％以上の含有が必要である。一方、３．０％を超える含有では、熱間加工性を阻害する。このため、Ｃｕを含有させる場合には、０．３〜３．０％の範囲とする。

（Ｎｉ：０．３〜３．０％）
Ｎｉは、母材の強度と靭性を同時に向上させる。この効果を発揮させるには、０．３％以上の含有が必要である。一方、３．０％を超えて含有しても、効果が飽和するため、経済性も考慮して、上限を３．０％とする。したがって、Ｎｉを含有させる場合には、０．３〜３．０％の範囲とする。

（Ｃｒ：０．３〜２．０％）
Ｃｒは、母材の強度向上に有効な元素であるが、明瞭な効果を生じるためには０．３％以上必要であり、一方、２．０％を超えて含有すると、焼入組織の硬さが高くなって靭性が劣化する。したがって、Ｃｒを含有させる場合には、０．３〜２．０％の範囲とする。

（Ｖ：０．０１０〜０．０５０％）
Ｖは、析出強化により鋼の母材強度向上に有効な元素であるが、効果を発揮するためには０．０１０％以上必要である。一方、０．０５０％を超えて含有すると、母材靭性、ＨＡＺ靭性が劣化し、且つ、析出物が粗大化して強化の効果も飽和する。したがって、Ｖを含有させる場合には、０．０１０〜０．０５０％の範囲とする。

（Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％）
Ｎｂは、析出強化及び変態強化により微量で高強度化に有効な元素であり、また、焼入における加熱オーステナイト粒径微細化によって靭性向上にも有効であるが、効果を発揮するためには、０．０１０％以上は必要である。但し、ＮｂはＭｏと同様、γ’変態を助長する元素であり、０．０５０％を超えて過剰に含有すると、靭性を劣化させる。したがって、Ｎｂを含有させる場合には、０．０１０〜０．０５０％の範囲とする。

本発明鋼板組成では、以上説明した元素に加えて、更に、Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００３％、の一種または二種以上を、選択的に含有することを含む。これらは、共通して、硫化物の熱間圧延中の展伸を抑制して延性特性向上に有効である。また、酸化物を微細化させて継手靭性の向上にも有効に働く。Ｚｒは、析出強化により、鋼板の強度を高める効果もある。

これらの効果を発揮するための各下限の含有量は、Ｚｒは０．００５％、Ｍｇは０．０００３％、Ｃａは０．０００５％、ＲＥＭは０．０００３％である。一方、これらの元素を過剰に含有すると、逆に、硫化物や酸化物の粗大化を生じ、延性、靭性、さらに疲労特性の劣化を招くため、上限を、Ｚｒは０．０２５％、Ｍｇは０．００５％、Ｃａは０．００５％、ＲＥＭは０．００３％とする。

（固溶Ｔｉ：０．０３％を超え）
本発明では、前記した通り、鋼中の固溶Ｔｉ量を０．０３％を超える量として、固溶Ｔｉのα変態抑制効果を増大させ、鋼板組織のベイナイト組織分率を９０％以上とする。固溶Ｔｉが０．０３％以下では、鋼板組織のベイナイト組織分率を９０％以上の高い分率とすることができず、せいぜい５０％を超える程度の低いベイナイト組織分率しか得られない。

一方、固溶Ｔｉの上限は、前記全Ｔｉの上限によって規定され、前記Ｔｉ（全Ｔｉ）の上限が０．０６０％以下であるので、好ましい固溶Ｔｉの上限も０．０６０％以下となる。

なお、固溶Ｔｉ量の測定方法は、固溶Ｔｉ量を直接測定することは難しい。したがって、鋼板から、抽出残査法により、析出している（析出物の）Ｔｉを分離抽出して、析出物Ｔｉの方の量を測定して間接的に求める。即ち、鋼板の前記Ｔｉ含有量（全Ｔｉ量）から、この析出Ｔｉ量を差し引いた値を求めて、固溶Ｔｉ量と見なす。

抽出残査法は、溶媒として、例えば熱フェノールを用い、孔径0.2 μm のフィルターを分別に用いることにより、析出物Ｔｉをフィルター上の残査として分離抽出する。そして、この析出物Ｔｉを含む残査を、高倍率の電子顕微鏡観察による方法か、ICP 発光分析によって分析し、析出物として存在する（0.2 μm 以上の粒径を有する析出物として存在する）Ｔｉの元素量( 質量%)を測定することができる。なお、Ｔｉ化合物（析出物）や固溶Ｔｉとして鋼板中に存在するＴｉ全含有量は、他の含有元素と同様に、通常のX 線分析やICP 発光分析によって分析できる。

固溶Ｔｉ量を上記範囲に制御するためには、圧延時のスラブ加熱温度、圧延仕上温度、圧延後の冷却速度などを総合的に設定すればよい。これらの条件は互いに関連し、しかも鋼材の組成（Ｔｉ量、Ｃ量、Ｎ量など）によっても固溶Ｔｉ量は変化し得るため、各条件を一義的に設定するのは困難であるものの、下記条件を組み合わせて、固溶Ｔｉ量を上記範囲に制御することができる。

（１）含有Ｔｉ量が多い程、固溶Ｔｉ量も多くなる。
（２）Ｔｉ析出物を形成可能な元素（Ｃ，Ｎなど）が多い程、固溶Ｔｉ量は少なくなる。
（３）スラブ加熱温度が高いほど、固溶Ｔｉ量は多くなる。加熱温度は、他の要件に応じて適宜設定されるが、通常、９５０〜１２５０℃程度の範囲から選択する。
（４）圧延仕上温度が高いほど、固溶Ｔｉ量は多くなる。圧延仕上温度は、他の要件に応じて適宜設定されるが、通常、９００〜７００℃程度の範囲から選択する。
（５）圧延後の冷却速度が速いほど、固溶Ｔｉ量は多くなる。冷却速度は、他の要件に応じて適宜設定されるが、通常、９００℃〜室温の温度域を０．１〜１００℃／秒程度の範囲から選択される速度で冷却する。

（製造方法）
本発明厚鋼板は、調質処理を施さない非調質とする。従来、引張強さ（ＴＳ）７８０ＭＰａ級以上の厚鋼板は、高強度と高靱性をバランスよく確保するため、調質処理を施されて製造されていた。調質処理は、高強度で高靱性の優れた特性を有する製品を安定して製造できるという利点はあるが、調質処理を施された鋼板は、本発明のような圧延ままの非調質鋼板と比較して、長い製造期間を要するとともに、製造コストが高くなるという問題がある。

本発明非調質厚鋼板は、工程自体は常法であるが、上記固溶Ｔｉ量を多くする条件を選択した、以下の好ましい工程、条件にて製造することができる。

先ず、上記した組成の溶鋼を、転炉等の通常公知の溶製法で溶製し、ついで連続鋳造法等の通常公知の鋳造法で所定寸法の鋼素材（スラブ）とする。

この鋼素材を溶製し、９５０〜１２５０℃の範囲に加熱後、鋼素材に、好ましくは、オーステナイト未再結晶域における累積圧下率を３０％以上、圧延終了温度（圧延仕上温度）を９００〜７００℃とする熱間圧延を施す。この熱間圧延後、圧延終了温度から室温までの温度域を、０．１〜１００℃／秒程度の範囲から選択される速度で冷却する。

上記オーステナイト未再結晶域における圧延では、オーステナイト結晶粒界の面積を増大させ、オーステナイト粒内に歪エネルギーを蓄積させることができる。これにより、前記固溶Ｔｉなどのベイナイト組織化促進元素との相乗効果で、オーステナイト粒界およびオーステナイト粒内からのベイナイト変態を促進させることができる。この結果、鋼板のベイナイト組織分率を９０％以上とでき、靱性が向上する。オーステナイト未再結晶域で累積圧下率が３０％未満では、圧下量が不足し、これらの効果が十分に期待できない。

上記圧延終了温度が７００℃未満では、α変態が促進され、軟質のフェライトが生成し、所望の強度が確保できないうえ、フェライトを圧延することになりセパレイションが発生し、靱性が低下する。

熱間圧延後の冷却は、０．１〜１００℃／ｓ程度の範囲から選択される冷却速度とすることが好ましい。この範囲の冷却速度であれば、空冷でも、水冷でも良い。冷却速度が０．１℃／ｓ未満と遅過ぎると、α変態が促進され、軟質のフェライトが生成し、ベイナイト組織分率が９０％以上にできず、実質量のα組織生成による微細ＴｉＣの析出や、上部ベイナイトなどの組織が生じる可能性が高い。このため、所望の強度が確保できないうえ、靱性が低下する。大入熱溶接時にＨＡＺ部の軟化が生じるなどの溶接性が低下する。なお、前記した通り、鋼組成の元素の内、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎの４つの元素の成分を、より狭い範囲に調整してバランスさせた場合には、上記冷却速度の範囲で、熱間圧延後の焼入れではないような遅い冷却速度（０．５℃／ｓ以下）であっても、ベイナイト組織分率が９０％以上の鋼組織に、確実にすることができる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより、下記実施例によって制限を受けるものではなく、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

表１に示す各組成からなるＡ〜Ｒの鋼を溶製し、表２に示す条件で圧延することにより、表２に示す通り、固溶Ｔｉ量とベイナイト組織分率とが異なる種々の焼戻し省略型非調質厚鋼板（板厚３０〜８０ｍｍ）を製造した。表２には、熱間圧延条件として、スラブ加熱温度（℃）、圧延仕上げ温度（℃）、圧延仕上げ温度から室温までの冷却速度（℃／ｓ）、を各々示す。

得られた鋼板の引張特性として、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）とを測定し、降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）を算出した。引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０mmＧＬ×板厚）を採取し、室温引張り試験を行った。このときの試験片の採取方向は、圧延方向に平行な方向とした。また、クロスヘッド速度は、５ｍｍ／分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。

得られた鋼板のベイナイト組織分率は、鋼板の各試験片の５０００倍のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡：JEOL社製 JSM-5410 ）を用いて３視野測定した。これを画像解析ソフト（MEDIA CYBERNETICS ^TM社製Image-Pro Prus）で、前記ＳＥＭで観察した視野におけるベイナイトの合計測定面積の、フェライトや上部ベイナイトなどの他の組織とを合計した測定面積に対する、ベイナイト組織分率（％）で表し、３視野の結果を平均化した。

また、得られた鋼板の母材靭性と溶接性（耐軟化性）を以下のようにして評価した。
母材靭性：得られた鋼板から２ｍｍＶノッチ試験片を切り出し、この試験片を用いて、ハンマー荷重：２９４．２Ｎ（３０ｋｇｆ）、試験温度：室温、にてシャルピー衝撃試験を行い、試験片破面の遷移温度（v ＴrS: ℃）を求めた。

溶接性（耐軟化性）: 得られた鋼板の断面のビッカース硬さを先ず測定した（ＨＶ１）。次に、得られた鋼板を突き合わせ、大入熱（７ｋＪ／ｍｍ）のサブマージアーク溶接を行い、溶接熱影響部（ＨＡＺ部）のビッカース硬さを測定した（ＨＶ２）。そして、Δ硬さ＝ＨＶ２−ＨＶ１によって、溶接前後の硬さの変化（Δ硬さ）を算出し、溶接による軟化の程度を求めた。なお、ビッカース硬さ測定は、ビッカース硬度計を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠して行い、試験荷重は９８Ｎで測定した。

これらの結果を表２に示す。発明例１〜１２は、表１のように本発明組成範囲内であり、かつ表２に示す各圧延条件が、前記した最適条件範囲内で製造されている。この結果、固溶Ｔｉ量が０．０３％を超え、ベイナイト組織分率が９０％以上である組織を有する。このため、高靱性、高張力であるとともに、上記Δ硬さが小さく、溶接熱影響部（ＨＡＺ部）の軟化も抑制されている。

ただ、発明例２は、本発明組成範囲内だが、Ａｌ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎなどが高めで、前記した鋼板のベイナイト組織分率を９０％以上とする鋼板組成バランス上の好ましい範囲から、各々高めに外れている。このため、前記した最適条件範囲内で製造されているものの、ベイナイト組織分率が他の発明例に比して低い。この結果、靱性や張力、あるいは溶接熱影響部（ＨＡＺ部）の耐軟化性も、他の発明例に比して低い。

比較例１３〜１５は、本発明組成範囲内のＡの鋼種だが、表２に示す各圧延条件が、前記した最適条件範囲を外れて製造されている。この結果、ベイナイト組織分率が他の発明例に比して低い。この結果、靱性や張力、あるいは溶接熱影響部（ＨＡＺ部）の耐軟化性も、発明例に比して著しく低い。

比較例１６〜１７は、鋼種Ｍ、ＮのＴｉ含有量が元々低く、表２に示す各圧延条件が、前記した最適条件範囲内であっても、固溶Ｔｉ量が０．０３％未満であり、ベイナイト組織分率も、発明例に比して著しく低い。この結果、靱性や張力、あるいは溶接熱影響部（ＨＡＺ部）の耐軟化性も、発明例に比して著しく低い。

比較例１８〜２１は、本発明組成範囲外の鋼種を、表２に示す各圧延条件が、前記した最適条件範囲内で鋼板を製造したものである。
比較例１８の鋼種Ｏは、Ｍｎが下限を低めに外れている。このため、母材の強度が低い。
比較例１９の鋼種Ｐは、Ｍｏが下限を低めに外れている。このため、固溶Ｔｉ量が０．０３％を超えていても、ベイナイト組織分率が９０％未満となって、靱性や張力、あるいは溶接熱影響部（ＨＡＺ部）の耐軟化性も、発明例に比して著しく低い。
比較例２０の鋼種Ｑは、Ｂが下限を低めに外れている。このため、固溶Ｔｉ量が０．０３％を超えていても、ベイナイト組織分率が９０％未満となって、靱性や張力、あるいは溶接熱影響部（ＨＡＺ部）の耐軟化性も、発明例に比して著しく低い。
比較例２１の鋼種Ｒは、Ｃが上限を高めに外れている。このため、母材の衝撃特性が、発明例に比して著しく低い。また、溶接性も必然的に悪化する。

以上説明したように、本発明によれば、大入熱溶接時のＨＡＺ部の軟化防止や溶接性自体にも優れるとともに、低炭素でも高靱性で高張力な、しかも調質型に比して安価な非調質厚鋼板を提供することができる。このため、これら特性が要求される、橋梁・建築などの構造物用の厚鋼板に好適である。

ＴＳ５９０ＭＰａ級の高張力鋼板の母材靱性とベイナイト組織分率との関係を示す説明図である。 ＴＳ５９０ＭＰａ級の高張力鋼板の引張特性とベイナイト組織分率との関係を示す説明図である。 ＴＳ５９０ＭＰａ級の高張力鋼板の引張特性と固溶Ｔｉ量との関係を示す説明図である。 ＴＳ５９０ＭＰａ級の高張力鋼板の母材靱性と固溶Ｔｉ量との関係を示す説明図である。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：１％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．１〜２．５％、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｔｉ：０．０３％を超え、０．０６０％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、固溶Ｔｉ量が０．０３％を超え、ベイナイト組織分率が９０％以上である、高靱性高張力非調質厚鋼板。
2. 前記元素の内、Ａｌ：０．０１〜０．０３％、Ｔｉ：０．０３％を超え、０．０４％以下、Ｂ：０．００１５〜０．００２５％、Ｎ：０．００４０〜０．００６０％、を含む請求項１に記載の高靱性高張力非調質厚鋼板。
3. 更に、Ｃｕ：０．３〜３．０％、Ｎｉ：０．３〜３．０％、Ｃｒ：０．３〜２．０％、Ｖ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、の一種または二種以上を含有する請求項１または２に記載の高靱性高張力非調質厚鋼板。
4. 更に、Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００３％、の一種または二種以上を含有する請求項１乃至３のいずれか１項に記載の高靱性高張力非調質厚鋼板。
   

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