JP4418391B2

JP4418391B2 - 音響異方性が小さい降伏強さ６５０ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP4418391B2
Application number: JP2005097728A
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Inventors: 達也熊谷; 政昭藤岡
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Priority date: 2005-03-30
Filing date: 2005-03-30
Publication date: 2010-02-17
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Description

本発明は、音響異方性が小さい降伏強さ６５０ＭＰａ級以上の高張力鋼板およびその製造方法に関し、特に、オフラインでの熱処理を必要としない高い生産性のもとに製造することのできる、音響異方性が小さい降伏強さ６５０ＭＰａ級以上の高張力鋼板およびその製造方法に関するものである。本発明鋼は、建築、橋梁をはじめ、船舶、建設機械、産業機械、海洋構造物、ペンストックなどの溶接構造物の構造部材として、厚鋼板の形態で用いられるものである。

建築、橋梁、建設機械、産業機械などの分野の溶接構造部材には、近年構造物の大型化にともない、鋼材重量を軽減する目的のために、従来よりもいっそう高強度、例えば降伏強さ６５０ＭＰａ以上の鋼材が用いられる傾向にある。

このクラスの高張力鋼は、従来、鋼板を圧延後にオフラインで再加熱焼入れし、さらに再加熱による焼戻し熱処理を行うことによって製造されるのが一般的であった。最近では、鋼板の圧延後にオンラインで焼入れを行う、いわゆる直接焼入れされる場合も多いが、この場合でも再加熱による焼戻し熱処理は必要である。

しかし、オフラインでの熱処理工程を要することはどうしても生産性を阻害してしまうことから、生産性を高めるには、焼戻し熱処理も省略してオフラインでの熱処理を必要としない、いわゆる非調質の製造方法が望ましい。

このクラスの高張力鋼の非調質での製造方法はいくつか開示されており、いずれも合金組成の調整と、加熱、圧延条件と、オンラインでの水冷条件の工夫によって製造する技術である。

例えば、特許文献１には、特定組成の鋼を熱間圧延後５００℃を下回らない温度域から３００℃以下の温度に加速冷却する製造方法に関する発明が開示されている。しかし、このような低温域まで加速冷却することにより、マルテンサイトを含む組織となるために強度は得やすいが、鋼板の残留応力が大きくなってしまう。鋼板の残留応力が大きいと、切断を行った際に鋼板の変形が大きくなる場合があるので、溶接構造用部材として用いるには問題がある。

特許文献２に記載の発明も、このクラスの高張力鋼をオンラインで製造する技術に関するものであるが、一度加速冷却を中断して復熱させた後、再び加速冷却するという複雑な制御を要しており、特殊な設備を要すると推察され、一般的な技術とはいえない。

特許文献３に記載の発明は、加速冷却を途中で停止するプロセスにおいて、その水冷停止温度を比較的高温の５５０℃以上とするものである。このように加速冷却を比較的高温で停止すれば前記のような残留応力の問題はないが、この発明ではＣｕを１．０％以上含有することが必須となっており、合金コストが高くなる問題がある。

さらに、特許文献４にも、加速冷却の停止温度を５８０℃〜４５０℃とする加速冷却−途中停止プロセスによる製造方法に関する発明が開示されている。しかし、強度を得るために低温での制御圧延が必要とされていて、圧延完了温度が８００℃以下（実施例では７００℃以下）であることが必須条件となっている。特に、橋梁、建築などの用途では溶接部の超音波斜角探傷試験の精度に影響するために鋼板の音響異方性が小さいことが要求されるが、８００℃以下の温度で圧延を完了する制御圧延では、集合組織が形成されるために鋼板の音響異方性が大きくなり、こうした用途には必ずしも合致しない。

さらに、このような高張力鋼板には溶接性が要求されるが、近年では特に大入熱での溶接が適用されることも多く、大入熱溶接での溶接熱影響部の靭性が高いことが要求されることもある。

降伏強さ６５０ＭＰａ以上の高張力鋼については、音響異方性、鋼板の残留応力、さらに溶接性を総合的に考慮した経済的な非調質の製造方法はこれまでなかったといえる。

特開２００３−００３２３３号公報特開２００３−２７７８２９号公報特開平１１−２６４０１７号公報特開平０６−０９３３３２号公報

そこで、本発明においては、音響異方性が小さい降伏強さ６５０ＭＰａ以上の高張力鋼板を、合金添加量が少ない経済的な成分組成と、生産性が高くかつ鋼板の残留応力が小さくなる加速冷却−途中停止プロセスを前提とした製造方法により得ることを課題とした。

降伏強さ６５０ＭＰａ以上を得るためには、やはり鋼組織の影響が大きい。Ｍｓ点（マルテンサイト変態開始温度）以下まで加速冷却をしてマルテンサイトを含む組織とすると引張強さは高くなるが、転位密度が高くなりすぎ、結果として可動転位が多くなるために降伏強さは低下する場合がある。逆に、水冷停止温度を高くしてフェライトが生成すると、降伏強さは低下するので高強度を得るには不利になる。より高い降伏強さを得るためには、水冷停止温度をある程度低く、かつＭｓ点（マルテンサイト変態開始温度）よりは高くして、組織をマルテンサイトを含まないベイナイト主体組織とすることが有利である。

しかしながら、加速冷却−途中停止プロセスを前提とする場合、素地の強度だけに頼って強度を得ようとすると焼入性を確保するためにＣ量あるいは合金を多量に添加せざるを得ず、コストあるいは溶接性とのバランスがとれない。

比較的少ない合金成分での強化が可能な強化手段として、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃｒの炭化物あるいは窒化物などの析出強化を利用する方法がある。その際、大きな析出強化量を得るためには素地と整合性のある析出物を形成させることが重要となる。

加速冷却−途中停止プロセスでは、圧延中の段階では鋼組織はオーステナイトであり、加速冷却によって変態させてベイナイト主体の組織とする。圧延や加速冷却前にオーステナイト中で析出した析出物は変態後には素地との整合性を失って強化効果は小さくなる。また、圧延の早い段階で析出した析出物は粗大化して靭性を低下させる要因ともなる。したがって、圧延中および加速冷却前には析出物の析出は抑制しておき、加速冷却停止後の徐冷中の段階でベイナイト組織中にできるだけ析出物を析出させることが重要である。水冷後に再加熱して焼戻し熱処理を行うプロセスであれば、析出物の析出のための温度と時間を十分にとることができるので、大きな析出強化を容易に得やすい。これに対して、再加熱焼戻しを行わない加速冷却−途中停止プロセスの場合は、加速冷却停止後の徐冷中に析出物の析出を期待するのであるが、焼入れ組織を得るために加速冷却停止温度はある程度低温にせざるを得ないので、析出物の析出のための温度、時間がともに制約され、析出強化には一般に不利である。こうしたことから、前述のように非調質プロセスは生産性が高い反面、調質プロセスと同じ強度を得るには、低温まで加速冷却するか、合金元素を多く必要とするか、比較的低温での制御圧延を行わざるを得なかったわけである。

そこで、発明者らは、生産性の高い加速冷却−途中停止プロセスを前提としながら、合金元素を多量に添加することや低温での制御圧延によることなく降伏強さ６５０ＭＰａ以上の高強度を得るために、ベイナイト主体の組織を得ながら析出強化も最大限生かす方法について鋭意検討を重ねた。

まず、加速冷却停止後徐冷過程における析出挙動を明らかにするため、ベイナイト組織中での各合金元素の炭化物、窒化物、炭窒化物の析出速度および析出強化量と、温度および保持時間との関係について詳細に検討した。その結果、ベイナイト組織中ではＮｂ炭窒化物、Ｔｉ炭化物の析出速度がＶなど他の元素に比べて速く、かつこれらは素地と整合な析出物となるために強化量が大きい。６００〜７００℃の温度域での析出速度がもっとも速いが、ＮｂとＴｉ、あるいはＮｂとＴｉとＭｏとを併用して複合析出させることによって６００℃未満での比較的短時間の保持でも素地と整合な析出物が微細分散する。発明者らは、加速冷却の途中停止温度を４２０℃〜５７０℃とすることで、マルテンサイトを含まないベイナイト主体の組織を得ながら、相当な析出強化も可能であることを知見した。

しかしながら、Ｎｂ、Ｔｉの添加量が多すぎると、生成する析出物が粗大になる傾向があり、析出物の個数はかえって少なくなるために、析出強化量が低下する。Ｎｂ、Ｔｉの炭化物、窒化物および炭窒化物のオーステナイト中およびベイナイト中での析出速度や析出物の形態はＮｂ、Ｔｉ添加量とＣ、Ｎ量によって大きく影響を受ける。発明者らは種々の実験および解析により、Ｎｂ、Ｔｉの炭化物、窒化物および炭窒化物の析出速度、析出形態は、パラメータＡ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）でよく整理され、この値を一定範囲内にすることで圧延中の析出を抑制しながら水冷途中停止後の徐冷中の微細な析出を十分に得ることができるという知見を得た。すなわち、Ｎｂ、Ｔｉ添加量が多いほどＣ、Ｎの添加量を少なくする必要があることになる。Ａの値が小さすぎるとベイナイト中の析出速度が遅くなり、十分な析出強化が得られない。逆に、Ａの値が大きすぎるとオーステナイト中の炭化物、窒化物および炭窒化物の析出速度が速くなりすぎて析出物が粗大化し、加速冷却停止後の徐冷中の整合析出量も不足するため、やはり析出強化量が低下する。具体的には、Ｎｂを０．０２％以上、０．０８％以下、Ｔｉを０．００５％以上、かつ［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］が０．０４５％以上となるように添加し、上記パラメータＡの値を、０．００２５以上、０．００５５以下とすることが、本発明鋼において降伏強さ６５０ＭＰａを得るための条件となる。

ベイナイト組織は、フェライトに比べ転位密度など加工組織を維持しやすい。微細整合析出を促進させるには、加工組織に含まれる転位や変形帯などの析出サイトが十分に存在することが非常に有効に作用する。発明者らの検討によれば、十分な組織強化に加え析出強化を得るには、ベイナイトの体積率を少なくとも８０％以上とすることが好ましい。ここでいうベイナイト組織とは、いわゆる上部ベイナイトと下部ベイナイトのいずれかあるいは両方を含むものである。

ひきつづき発明者らは、最大限の析出強化効果を得るための具体的な製造条件について検討を行い、以下の知見を得た。

本発明は、ベイナイトによる組織強化に加えて、圧延に引き続く加速冷却−途中停止プロセスにおいて、Ｎｂ、Ｔｉ等の析出強化を最大限に生かして強度を得ようとするものであり、圧延に先立つ鋼片または鋳片の加熱時にＮｂ、Ｔｉを十分に固溶させておく必要がある。しかしながら、ＮｂとＴｉが共存すると単独で存在する場合よりも固溶しにくくなる傾向があり、それぞれの溶解度積などから予想される固溶温度への加熱では必ずしもこれらは十分には固溶できないことがわかった。発明者らは、本発明鋼において加熱温度とＮｂ、Ｔｉの固溶状態を調査し、特に、上記のＡ値とＮｂ、Ｔｉの固溶状態との関係を熱力学的に詳細に解析した。その結果、鋼片または鋳片の加熱温度を、下記に示すようなＡ値を含む条件式で算出される温度Ｔ（℃）よりも高くすることで、Ｎｂ、Ｔｉを十分に固溶させることができるとの結論に至った。
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
ここで、
Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）
であり、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］は、それぞれ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎの質量％で表した含有量を意味する。

圧延段階でのＮｂ、Ｔｉの析出は圧延歪によって促進されるので、オーステナイトの高温域での圧延条件、いわゆる粗圧延の条件が、最終的な析出強化効果に大きく影響する。具体的には、粗圧延は１０２０℃以上の温度域で完了し、１０２０℃〜９２０℃の温度域では極力圧延をしないことが圧延中の析出を抑制するための要件である。しかしながら、すべての圧延を１０２０℃以上の温度域で完了してしまうと、回復、再結晶によって加速冷却−途中停止後には加工組織はほとんど残らないため、転位や変形帯などの析出サイトが十分に存在せず、十分な析出強化は得られない。したがって、未再結晶温度域において必要かつ十分な圧延を行い、圧延後すみやかに加速冷却を行うことが必須条件となる。発明者らの検討の結果、９２０℃〜８６０℃の限定された範囲において累積圧下率２０％〜５０％の比較的軽度な圧延を行うことが、その具体的条件であることを知見した。この条件であれば圧延歪は過度に大きくないので、不必要なＮｂ、Ｔｉの析出は抑制され、また強い集合組織を形成することはないので、音響異方性も大きくならない。なおかつ、加速冷却停止後も適度な析出サイトを残存させるために必要な量の圧延歪は確保することができる。

加速冷却−途中停止プロセスの加速冷却停止温度は、ベイナイト主体の組織を得つつＮｂ、Ｔｉの析出にも有利なように４２０℃〜５７０℃とするが、この停止温度範囲でベイナイトの体積率を８０％以上とするためには、鋼の成分組成を後述する特定範囲に限定するとともに、加速冷却においては５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度が必要である。

ここで得られた知見は、強い集合組織をつくらない圧延条件によって音響異方性を小さくし、マルテンサイトを含まないベイナイト主体の組織を得ることで残留応力を小さくし、さらにベイナイト組織へのＮｂ、Ｔｉの炭化物あるいは炭窒化物の析出を、高温域を含む圧延中、加速冷却中および冷却停止後の徐冷過程に至るまでオンラインで制御する新しい考え方であり、従来の調質プロセス並以上の組織強化と析出強化の両立が、オフライン熱処理を必要としない加速冷却−途中停止プロセスで実現できる。

また、この製造プロセスによれば、鋼材組成の溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ（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。）を低く抑えることができ、Ｐｃｍ≦０．２０で降伏強さ６５０ＭＰａ以上の強度を得ることができる。本発明の鋼材においてＰｃｍ≦０．２０とすれば、溶接入熱６ｋＪ／ｍｍ程度の溶接に対しては十分な高い溶接熱影響部の靭性を得ることができる。しかし、溶接熱影響部の靭性に対しては、Ｓｉの影響も大きく、例えば、溶接入熱１０ｋＪ／ｍｍ程度の大入熱溶接でも高い溶接熱影響部靭性を得るためには、さらに、Ｓｉ量を０．３％以下とすることが必要となる。

本発明は、以上のような知見に基づき初めて完成されたものであって、その要旨とするところは、以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０４％以上、０．０９％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、０．６％以下、Ｍｎ：２．００％超、３．００％以下、Ａｌ：０．００３％以上、０．１０％以下、Ｎ：０．００２％以上、０．００８％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．００５％以下を含有し、さらに、Ｎｂ、Ｔｉを、Ｎｂ：０．０２％以上、０．０８％以下、Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３％以下で、かつ、０．０４５％≦［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］≦０．０９０％を満たすように含有し、さらに、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎを、下記に示されるＡの値が、０．００２５以上、０．００５５以下となる関係を満足する範囲で含有し、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ≦０．２０であり、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有するとともに、鋼組織が、ベイナイトの体積率が８０％以上であることを特徴とする、音響異方性が小さい降伏強さ６５０ＭＰａ以上の高張力鋼板。
Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）
であり、Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
である。ここで、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］は、それぞれ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、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、Ｍｏ：０．０１％以上、０．２５％以下を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の音響異方性が小さい降伏強さ６５０ＭＰａ以上の高張力鋼板。
（３）さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５％以上、０．８％以下、Ｎｉ：０．０５％以上、１％以下、Ｃｒ：０．０５％以上、０．６％以下、Ｖ：０．００５％以上、０．０５％以下、Ｗ：０．１％以上、３％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）または（２）に記載の音響異方性が小さい降伏強さ６５０ＭＰａ以上の高張力鋼板。
（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）ないし（３）のいずれか１項に記載の音響異方性が小さい降伏強さ６５０ＭＰａ以上の高張力鋼板。
（５）上記（１）ないし（４）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼片または鋳片を、下記に示されるＴ（℃）以上、１３００℃以下に加熱し、１０２０℃以上の温度範囲での粗圧延の後、１０２０℃未満、９２０℃超の範囲での累積圧下率を１５％以下に抑制し、９２０℃以下、８６０℃以上の範囲での累積圧下率を２０％以上、５０％以下とし、圧延仕上げ温度を８６０℃以上とする仕上げ圧延を行い、これに引き続き、冷却速度が５℃／ｓｅｃ以上となる加速冷却を８００℃以上から開始し、５７０℃以下、４２０℃以上で該加速冷却を停止して、その後０．５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする、音響異方性が小さい降伏強さ６５０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
ここで、
Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）
であり、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］は、それぞれ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎの質量％で表した含有量を意味する。

本発明によれば、音響異方性が小さい降伏強さ６５０ＭＰａ級以上の高張力鋼板を、合金添加量が少ない経済的な成分系と生産性の高い非調質の製造方法により得ることができ、その工業界への効果は極めて大きい。

以下に、本発明における各成分および製造方法の限定理由を説明する。

Ｃは、ベイナイト組織を得るとともに、Ｎｂ、Ｔｉとの炭化物、炭窒化物を形成し本発明鋼の強化機構の主要素となる重要な元素である。Ｃ量が不足であると加速冷却停止後の徐冷中の析出量が不足して強度が得られない。逆に過剰であっても圧延中のγオーステナイト域における析出速度が速くなり、結果的に加速冷却停止後の徐冷中の整合析出量が不足して強度が得られない。そのため、Ｃ量は、０．０４％以上、０．０９％以下の範囲に限定する。

Ｓｉは、脱酸元素であり、また、焼入性を高めて強度を上げる効果があるので、０．０１％以上添加する。加速冷却−途中停止プロセスにおいては、冷却停止後の徐冷中におけるセメンタイトの粗大化を抑制して母材の強度−靭性バランスの向上にも有利である。しかし、溶接熱影響部においては島状マルテンサイトの生成を促進して靭性を低下させる場合があるので、溶接性の観点からは添加量を抑えるほうがよい。したがって、例えば、入熱６ｋＪ／ｍｍ程度の一般的な溶接施工による溶接構造物を用途とする部材に対しては、Ｓｉの添加範囲は、０．０１％以上、０．６％以下とするが、入熱１０ｋＪ／ｍｍ程度の大入熱溶接施工による溶接構造物を用途とする部材に対しては、Ｓｉの添加量は０．３％以下、さらに好ましくは０．１％未満とする。

Ｍｎは、焼入性を高めベイナイト分率８０％以上のベイナイト組織を得るために必要な元素である。この目的のためには、２．００％超の添加が必要であるが、３．００％を超えて添加すると母材靭性の低下をもたらす場合があるので、上限を３．００％とする。

Ａｌは、通常脱酸元素として添加される範囲の０．００３％以上、０．１％以下とする。

Ｎは、Ｔｉと結びついてＴｉＮを形成する。ＴｉＮは微細に分散している場合にはピニング効果によって溶接熱影響部組織の粗大化を抑えて溶接熱影響部靭性を向上させるが、Ｎが不足であるとＴｉＮは粗大になってピニング効果が得られない。ＴｉＮを微細に分散させるために、Ｎは、０．００２％以上、好ましくは０．００４％超の添加とする。また、Ｎを過剰に含有するとかえって母材や溶接熱影響部の靭性を低下させる場合があるため、上限は０．００８％とする。

Ｂは、少量の添加で焼入性を高めるので経済的にベイナイト主体組織を得るために必須な元素であり、０．０００５％以上の添加を必要とするが、０．００５％を超えて添加してもその効果は変わらないので、添加量は０．０００５％以上、０．００５％以下とする。

ＮｂおよびＴｉは、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、ＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（ＣＮ）、あるいはこれらの複合析出物と、さらにこれらとＭｏとの複合析出物を形成し本発明鋼の強化機構の主要素となる重要な元素である。課題を解決するための手段の項で述べたように、加速冷却−途中停止プロセスにおいて十分な複合析出物を得るためには、析出速度を考慮した適切な範囲の添加が必要である。すなわち、Ｎｂが０．０２％以上、好ましくは０．０２５％以上、０．０８％以下であり、Ｔｉが０．００５％以上であり、［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］が０．０４５％以上、好ましくは０．０５５％以上、０．０９０％以下であって、さらにＡ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）とするときに、Ａの値が、０．００２５以上、０．００５５以下であることが条件となる（ここで、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］は、それぞれ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎの質量％で表した含有量を意味する。）。

また、Ｎｂ、Ｔｉは過剰に添加すると母材あるいは溶接熱影響部の靭性を低下させる場合がある。Ｎｂが０．０８％以下、［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］が０．０９０％以下であればこれらの靭性低下は回避できるが、Ｔｉ単独の添加量が０．０３％を超えるとこれらの靭性低下が懸念されるので、上限を０．０３％とする。

Ｍｏは、焼入性を向上させ、かつＮｂ、Ｔｉとの複合析出物を形成して強化に大きく寄与する。この効果を得るためには０．０１％以上を添加する。しかし過剰に添加すると溶接熱影響部靭性を阻害するため添加は０．２５％以下とする。

Ｃｕは、強化元素として添加する場合、その効果を発揮するには０．０５％以上を必要とするが、０．８％を超えて添加しても添加量の割にはその効果は大きくなく、過剰に添加すると溶接熱影響部靭性を阻害する場合があるので、０．８％以下とする。

Ｎｉは、母材靭性を高めるために添加する場合は０．０５％以上を必要とするが、過剰に添加すると溶接影響部靭性を阻害する場合があり、高価な元素でもあるので添加の上限は１％とする。

Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入れ性を高め、ベイナイト組織を得やすくする効果がある。その目的のためには０．０５％以上添加するが、過剰に添加すると溶接熱影響部靭性を阻害するので、上限を０．６％とする。

Ｖは、Ｎｂ、Ｔｉに比べ強化効果は少ないが、ある程度の析出強化と焼入性を高める効果がある。この効果を得るには、０．００５％以上の添加が必要であるが、過剰に添加すると溶接熱影響部靭性の低下をもたらすので添加する場合でも０．０５％以下とする。

Ｗは、強度を向上させる。添加する場合には０．１％以上添加するが、多量に添加するとコストが高くなるので添加量は３％以下とする。

ＭｇおよびＣａの１種または２種を添加することにより、硫化物や酸化物を形成して母材靭性および溶接熱影響部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。

上記の成分の他に不可避不純物として、Ｐ、Ｓは、母材靭性を低下させる有害な元素であるので、その量は少ないほうが良い。好ましくは、Ｐは０．０２％以下、Ｓは０．０２％以下とする。

次に製造方法について述べる。

鋼片または鋳片の加熱温度は、Ｎｂ、Ｔｉを十分に固溶させるために、下記に示すようなＡ値を含む条件式で算出される温度Ｔ（℃）よりも高くする。
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
ここで、
Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）
であり、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］は、それぞれ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎの質量％で表した含有量を意味する。しかし、１３００℃を超える加熱温度とするとオーステナイト粒径が粗大化して靭性低下の原因ともなるので、圧延時の鋼片または鋳片の加熱温度は、Ｔ（℃）以上、１３００℃以下とする。

圧延は、できるだけ圧延中のＮｂ、Ｔｉの析出を抑制するため、１０２０℃以上の温度範囲での適当な圧下率での粗圧延の後、１０２０℃未満、９２０℃超の範囲での圧延は累積圧下率１５％以下に抑制する。さらに、析出サイトとして必要十分な加工組織を得るために、９２０℃以下、８６０℃以上の範囲で累積圧下率２０％以上、５０％以下の圧延を行う。さらに、圧延仕上げ温度は８６０℃以上とする。この圧延条件であれば集合組織の形成が抑制されるので音響異方性が大きくならない。

加工組織の回復、加工後の析出を抑制するため、仕上げ圧延終了後すみやかに加速冷却を行う。冷却は８００℃以上から、冷却速度が５℃／ｓｅｃ以上となる条件で水冷を行う。マルテンサイトを含まず、かつベイナイトの体積率を８０％以上とするために５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度が必要である。鋼板温度が５７０℃以下、４２０℃以上となるように加速冷却を途中停止し、その後放冷等により冷却速度を０．５℃／ｓｅｃ以下とする。この目的は、Ｎｂ、Ｔｉおよびこれらの複合析出、さらにＭｏとの複合析出に十分な温度、時間を確保することにある。加速冷却停止温度が高温すぎるとベイナイト組織が得にくく、低温では前記の析出が遅くなって十分な強化が得られない。なお、加速冷却停止直後には鋼板の中心部温度は表面よりも高温になっているため、その後内部からの復熱によって鋼板表面の温度は一度上昇し、その後冷却に転じる。ここでいう加速冷却停止温度とは、復熱した後の最高到達温度を意味する。

また、この製造プロセスによれば、鋼材組成の溶接割れ感受性指数Ｐｃｍを低く抑えることができ、Ｐｃｍ≦０．２０で降伏強さ６５０ＭＰａ以上の強度を得ることができる。本発明の鋼材においてＰｃｍ≦０．２０とすれば、溶接入熱６ｋＪ／ｍｍ程度の溶接に対しては十分な高い溶接熱影響部の靭性を得ることができる。

本発明鋼は、建築、橋梁をはじめ、船舶、建設機械、産業機械、海洋構造物、ペンストックなどの溶接構造物の構造部材として、厚鋼板の形態で用いられるものである。

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１０〜７０ｍｍ厚さの鋼板とした。これらのうち１−Ａ〜２２−Ｖは本発明鋼であり、２３−Ｗ〜６２−Ｂは比較例である。表中、下線で示す数字は成分または製造条件が本発明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。

これらの鋼板についての引張強さと入熱６ｋＪ／ｍｍの溶接熱影響部靭性、および音響異方性の測定結果を表２に示す。引張強さは、ＪＩＳＺ２２０１に規定の１０号丸棒引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に規定の方法で測定した。母材靭性は、圧延方向に直角な方向の板厚中心部からＪＩＳＺ２２０２に規定の衝撃試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４２に規定の方法で破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めて評価した。溶接熱影響部靭性は、板厚３２ｍｍ以下の鋼材は元の厚さのまま、板厚３２ｍｍ超の鋼材は３２ｍｍに減厚した鋼板を用意して、レ型開先の突合せ部に入熱量６ｋＪ／ｍｍの炭酸ガスアーク溶接を行い、ノッチ底が溶融線（フュージョン・ライン）に沿うようにＪＩＳＺ２２０２に規定の衝撃試験片を採取して、−５℃での吸収エネルギー（ｖＥ_-5）にて評価した。音響異方性は、日本非破壊検査協会規格ＮＤＩＳ２４１３−８６に従って、音速比が１．０２以下であれば音響異方性が小さいものと評価した。各特性の目標値は、それぞれ、降伏強さが６５０ＭＰａ、ｖＴｒｓが−２０℃以下、ｖＥ_-5が７０Ｊ以上、音速比が１．０２以下とした。母材組織の体積分率は、倍率５００倍の顕微鏡組織写真で１００ｍｍ×１００ｍｍの範囲の１０視野を観察して各視野毎の面積率の平均から体積分率に換算して算出した。

実施例１−Ａ〜２２−Ｖは、いずれも降伏強さが６５０ＭＰａ超であり、母材シャルピー試験の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−２０℃以下と良好な母材靭性を示し、ｖＥ_-5が１００Ｊ超と良好な溶接熱影響部靭性を示し、かつ音速比が１．０２以下と音響異方性が小さい。

また、表１の鋼板についての入熱１０ｋＪ／ｍｍの溶接熱影響部靭性の測定結果を表３に示す。ここでも、板厚３２ｍｍ以下の鋼材は元の厚さのまま、板厚３２ｍｍ超の鋼材は３２ｍｍに減厚した鋼板を用意して、レ型開先の突合せ部に入熱量１０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接を行い、ノッチ底が溶融線（フュージョン・ライン）に沿うようにＪＩＳＺ２２０２に規定の衝撃試験片を採取して、−５℃での吸収エネルギー（ｖＥ_-5）にて評価した。

入熱１０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接については、Ｓｉ量が０．１％未満の実施例ではいずれもｖＥ_-5が７０Ｊ以上と良好な溶接熱影響部靭性を示すが、Ｓｉが０．３％を超える実施例のうち実施例５−Ｅ、実施例８−Ｈ、実施例１０−Ｊ、実施例２０−ＴはｖＥ_-5が７０Ｊ未満とこの入熱では溶接熱影響部靭性がやや低い。

また、比較例２３−Ｗと２４−ＸはＣが低いため、比較例２８−ＡＢと２９−ＡＣはＭｎが低いため、比較例３２−ＡＦと３３−ＡＧはＮｂが低いため、比較例３６−ＡＪと３７−ＡＫはパラメータＡの値（Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４））が０．００２５に満たないため、比較例４０−ＡＮと４１−ＡＯはＢが低いため、比較例４７−Ｄと４８−Ｂは加熱温度がＴよりも低いため、比較例４９−Ｄと５０−Ｂは１０２０℃未満、９２０℃超の範囲での累積圧下率が高いため、比較例５１−Ｄと５２−Ｂは９２０℃以下８６０℃以上の範囲での累積圧下率が低いため、比較例５７−Ｄと５８−Ｂは冷却速度が小さいため、比較例５９−Ｄと６０−Ｂは加速冷却の停止温度が高いため、比較例６１−Ｄと６２−Ｂは加速冷却の停止温度が低いため、それぞれ降伏強さが６５０ＭＰａに満たない。

比較例２５−Ｙと２６−ＺはＣが高いため、比較例４６−ＡＴはＭｇ添加量が高すぎるため、それぞれ降伏強さが６５０ＭＰａに満たず、溶接熱影響部の靭性も低い。

比較例２７−ＡＡはＳｉが高いため、比較例４３−ＡＱはＮが高いため、それぞれ溶接熱影響部の靭性が低い。

比較例３０−ＡＤと３１−ＡＥはＭｎが高いため母材靭性が低い。

比較例３４−ＡＨと３５−ＡＩはＮｂが高いため、降伏強さが６５０ＭＰａに満たず、母材および溶接熱影響部の靭性が低い。

比較例３８−ＡＬと３９−ＡＭはＴｉが高いため、比較例４２−ＡＰはＮが低いため、比較例４４−ＡＲはＭｏが高いため、比較例４５−ＡＳはＶが高いため、それぞれ母材および溶接熱影響部の靭性が低い。

比較例５３−Ｄと５４−Ｂは９２０℃以下８６０℃以上の範囲での累積圧下率が高いため、降伏強さが６５０ＭＰａに満たず、母材の靭性が低く、かつ音響異方性が大きい。

比較例５５−Ｄと５６−Ｂは圧延完了温度が低いため、音響異方性が大きい。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０４％以上、０．０９％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上、０．６％以下、
Ｍｎ：２．００％超、３．００％以下、
Ａｌ：０．００３％以上、０．１０％以下、
Ｎ：０．００２％以上、０．００８％以下、
Ｂ：０．０００５％以上、０．００５％以下
を含有し、さらに、Ｎｂ、Ｔｉを、
Ｎｂ：０．０２％以上、０．０８％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．０３％以下
で、かつ、
０．０４５％≦［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］≦０．０９０％
を満たすように含有し、さらに、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎを、下記に示されるＡの値が、０．００２５以上、０．００５５以下となる関係を満足する範囲で含有し、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ≦０．２０であり、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有するとともに、鋼組織が、ベイナイトの体積率が８０％以上であることを特徴とする、音響異方性が小さい降伏強さ６５０ＭＰａ以上の高張力鋼板。
Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
ここで、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］は、それぞれ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。
さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１％以上、０．２５％以下
を含有することを特徴とする、請求項１に記載の音響異方性が小さい降伏強さ６５０ＭＰａ以上の高張力鋼板。
さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０５％以上、０．８％以下、
Ｎｉ：０．０５％以上、１％以下、
Ｃｒ：０．０５％以上、０．６％以下、
Ｖ：０．００５％以上、０．０５％以下、
Ｗ：０．１％以上、３％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または請求項２に記載の音響異方性が小さい降伏強さ６５０ＭＰａ以上の高張力鋼板。
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ないし３のいずれか１項に記載の音響異方性が小さい降伏強さ６５０ＭＰａ以上の高張力鋼板。
請求項１ないし４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼片または鋳片を、下記に示されるＴ（℃）以上、１３００℃以下に加熱し、１０２０℃以上の温度範囲での粗圧延の後、１０２０℃未満、９２０℃超の範囲での累積圧下率を１５％以下に抑制し、９２０℃以下、８６０℃以上の範囲での累積圧下率を２０％以上、５０％以下とし、圧延仕上げ温度を８６０℃以上とする仕上げ圧延を行い、これに引き続き、冷却速度が５℃／ｓｅｃ以上となる加速冷却を８００℃以上から開始し、５７０℃以下、４２０℃以上で該加速冷却を停止して、その後０．５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする、音響異方性が小さい降伏強さ６５０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
ここで、
Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）
であり、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］は、それぞれ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎの質量％で表した含有量を意味する。