JP4464909B2 - 溶接熱影響部の靭性に優れた高降伏比高張力鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、溶接熱影響部（ＨＡＺ）での靭性に優れ、しかも引張強さが５７０ＭＰａ以上の高降伏比高張力鋼板に関するものである。
引張強さが５７０ＭＰａ以上の高降伏比高張力鋼板は、各種建築構造物や橋梁等の素材として用いられている。建築構想物等は高張力鋼板を溶接することによって構築されることになるのであるが、高張力鋼板に要求される特性としては、大入熱溶接を適用したときの溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が良好であることが必要である。
また、地震に対する終局耐力設計の適用に対して、降伏比［降伏強度／引張強さ×１００（％）］が小さいこと（即ち、塑性変形能が高いこと）が要求されることもあるが（建築用途の場合、８０％以下）、使用鋼材（鋼重）の削減という観点からすれば、用途によっては高降伏（上記降伏比が８０以上）であることが好ましい。
引張強さが５７０ＭＰａ以上の高張力鋼において、ＨＡＺ靭性の改善を図る技術として、例えば特許文献１に示されるような技術が提案されている。この技術では、Ｃを極低としてベイナイト相を基本組織（低温変態ベイナイト組織）とすることによって、大入熱溶接時における島状マルテンサイト相（Ｍ−Ａ相）の生成を抑制すると共に、焼入れ性向上元素であるＭｎおよびＣｒ（必要によってはＭｏ）を所定の関係式を満足するように積極的に添加し、且つ大入熱ＨＡＺ靭性を低下する元素であるＶおよびＮｂを所定の関係式を満足するように制御し、更にＢを添加するものである。
Ｃを極低としてベイナイト組織（以下、「極低Ｃベイナイト組織」と呼ぶ）にすることは、Ｍ−Ａ相の生成を抑制し、大入熱ＨＡＺ靭性を向上する上では有効であるが、極低Ｃベイナイト組織にするだけでは必ずししもＨＡＺ組織の制御が適正になされるとは言えず、場合によっては十分な大入熱ＨＡＺ靭性が得られないことがあった。
一方、特許文献２には、極低Ｃ（Ｃ含有量：０．０３％以下）で、ＮｂやＢの量を適正化することによって、冷却速度依存性の少ない（即ち、材質のばらつきの少ない）極低Ｃベイナイト鋼とする技術が提案されている。またこの技術では、大入熱ＨＡＺ靭性を向上するという観点から、酸化物系介在物（Ｔｉ，Ｃａ，Ａｌ，ＲＥＭの酸化物）を均一分散させることによってＨＡＺにおける旧オーステナイト粒の粗大化を抑制することも示されている。
しかしながら、溶接入熱量が大きくなれば、ＨＡＺにおける旧オーステナイト粒の粗大化にも限界があり、旧オーステナイト粒の粗大化抑制だけでは、大入熱ＨＡＺ靭性が良好にならない場合がある。
特許第３６０２４７１号公報 特許請求の範囲等
特開２０００−３４５２３９号公報 特許請求の範囲等
本発明は、こうした従来技術における課題を解決するためになされたものであって、その目的は、大入熱ＨＡＺ靭性を極力改善した引張強さ５７０ＭＰａ級の高降伏比高張力鋼板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降伏比高張力鋼板とは、Ｃ：０．０１〜０．０５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃｒ：０．５〜２．０％、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含む）、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％を夫々含有すると共に、下記（１）式で規定されるＨＭ値が０．１０％以上、０．２５％未満、下記（２）式で規定されるＨＧ値が０．０２％以上、０．０８％未満、および下記（３）式で規定されるＨＢ値が０．０％以下を夫々満足し、且つベイナイト分率が９０面積％以上の組織である点に要旨を有するものである。
ＨＭ＝[C]+[Mn]/30+[Cr]/30+[Mo]/5+[Si]/5 …（１）
ＨＧ＝-[C]+[Mn]/25+[Cr]/25-[Mo]/30-[Si]/10 …（２）
ＨＢ＝-[Cr]/10+[Mn]/10-[Nb] …（３）
但し、[C],[Mn],[Cr],[Mo],[Si]および[Nb]は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＳｉおよびＮｂの含有量（質量％）を示す。
ＨＭ＝[C]+[Mn]/30+[Cr]/30+[Mo]/5+[Si]/5 …（１）
ＨＧ＝-[C]+[Mn]/25+[Cr]/25-[Mo]/30-[Si]/10 …（２）
ＨＢ＝-[Cr]/10+[Mn]/10-[Nb] …（３）
但し、[C],[Mn],[Cr],[Mo],[Si]および[Nb]は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＳｉおよびＮｂの含有量（質量％）を示す。
本発明の高降伏比高張力鋼板には、必要によって、（ａ）Ｃｕ：３．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｖ：０．０５％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｅ）希土類元素：０．０００３〜０．０３％、等を含有することも有効であり、これら含有される成分に応じて高張力鋼板の特性を更に向上させることができる。
本発明の高張力鋼板では、ＨＡＺ靭性に影響を与える要因である、Ｍ―Ａ相量、旧オーステナイト粒径およびベイナイトブロックサイズを、化学成分組成を厳密に規定して適正化を図ることによって、良好なＨＡＺ靭性を安定して確保できる引張強度５７０ＭＰａ級のベイナイト高降伏比高張力鋼板が実現でき、こうした高張力鋼板は各種建築構造物等の素材として極めて有用である。
良好なＨＡＺ靭性を得るための鋼板としては、極低Ｃベイナイト組織を有するものが汎用されている。本発明者らは、こうした組織を有する鋼板を基本として、そのＨＡＺ靭性を更に改善するために手段について様々な角度から検討した。
これまで提案されている技術では、ＨＡＺ靭性に影響を与える要因として、ＨＡＺにおけるＭ―Ａ相量や旧オーステナイト粒径等が知られている。またこれらの要因に加え、旧オーステナイト粒内の組織単位（ベイナイトブロック）のサイズを適正に制御することも重要な要因であることを知見した。
本発明者らは、高張力鋼に一般的に含有されている元素（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ等）において、これらが（１）Ｍ―Ａ相量、（２）旧オーステナイト粒径および（３）ベイナイトブロックサイズの夫々の要因に与える影響について、更に詳細な検討を加えた。その結果、上記要件毎に特定の元素よってその関係式を規定してやれば、いずれの要件も良好なものとなって、ＨＡＺ靭性が格段に良好になることを見出し、本発明を完成した。本発明においては、特定の元素によって上記（１）式〜（３）式の様に夫々規定されるＨＭ値、ＨＧ値およびＨＢ値が所定の範囲を満足する必要があるが、これらの範囲限定理由は次の通りである。
０．１０（％）≦ＨＭ＜０．２５（％）
ＨＡＺ靭性を向上するには、ＨＡＺにおいて破壊の起点となるＭ−Ａ相の量をできるだけ低減する必要がある。Ｍ−Ａ相は組織中のＣが濃化し、その部分の変態温度が低下することによって、マルテンサイトと残留オーステナイトが組織中に析出した相である。従って、Ｍ−Ａ相を低減するためには、Ｃ含有量自体を低減することが有効なものとなる。また、Ｍ−Ａ相の低減には、オーステナイト安定化元素（Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｓｉ等）を低減することで残留オーステナイト量を少なくする必要がある。しかしながら、Ｃ含有量やオーステナイト安定化元素を低減させ過ぎると、強度が確保できなくなるという問題が生じる。即ち、上記ＨＭ値が０．２５％未満になるような鋼板では、ＨＡＺ中のＭ−Ａ相が十分に少なくなって良好な靭性を示すものとなる。また、ＨＭ値が０．１０％未満となると、焼入れ性が低下し、極低Ｃベイナイト組織が十分に生成せず、フェライト主体の組織となり、鋼板として要求される強度が確保できなくなる。
ＨＡＺ靭性を向上するには、ＨＡＺにおいて破壊の起点となるＭ−Ａ相の量をできるだけ低減する必要がある。Ｍ−Ａ相は組織中のＣが濃化し、その部分の変態温度が低下することによって、マルテンサイトと残留オーステナイトが組織中に析出した相である。従って、Ｍ−Ａ相を低減するためには、Ｃ含有量自体を低減することが有効なものとなる。また、Ｍ−Ａ相の低減には、オーステナイト安定化元素（Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｓｉ等）を低減することで残留オーステナイト量を少なくする必要がある。しかしながら、Ｃ含有量やオーステナイト安定化元素を低減させ過ぎると、強度が確保できなくなるという問題が生じる。即ち、上記ＨＭ値が０．２５％未満になるような鋼板では、ＨＡＺ中のＭ−Ａ相が十分に少なくなって良好な靭性を示すものとなる。また、ＨＭ値が０．１０％未満となると、焼入れ性が低下し、極低Ｃベイナイト組織が十分に生成せず、フェライト主体の組織となり、鋼板として要求される強度が確保できなくなる。
０．０２（％）≦ＨＧ＜０．０８（％）
ＨＡＺにおける旧オーステナイト粒の粗大化を抑制するには、ＴｉＮを活用することは一般的であり、本発明においてもＴｉＮを活用しており、上記の範囲内にあれば十分にその効果がある。その他、窒化物、炭化物、酸化物等によるオーステナイト粒成長のピン止めや粒成長自体を遅らせるといった観点から、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｓｉの影響を定量的に調査した結果、ＨＧ値を導いた。上記ＨＧ値が０．０８％未満になるような鋼板では、ＨＡＺ中の旧オーステナイト粒の粗大化が抑制されることになり、良好な靭性を示すものとなる。また、ＨＧ値が０．０２％未満となると、極低Ｃベイナイト組織が十分に生成せず、鋼板として要求される強度が確保できなくなる。
ＨＡＺにおける旧オーステナイト粒の粗大化を抑制するには、ＴｉＮを活用することは一般的であり、本発明においてもＴｉＮを活用しており、上記の範囲内にあれば十分にその効果がある。その他、窒化物、炭化物、酸化物等によるオーステナイト粒成長のピン止めや粒成長自体を遅らせるといった観点から、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｓｉの影響を定量的に調査した結果、ＨＧ値を導いた。上記ＨＧ値が０．０８％未満になるような鋼板では、ＨＡＺ中の旧オーステナイト粒の粗大化が抑制されることになり、良好な靭性を示すものとなる。また、ＨＧ値が０．０２％未満となると、極低Ｃベイナイト組織が十分に生成せず、鋼板として要求される強度が確保できなくなる。
ＨＢ≦０．０（％）
ＨＡＺでの旧オーステナイト粒内の組織単位（ベイナイトブロック）を細かくすることによって、破壊時の亀裂伝播抵抗が大きくなり、ＨＡＺ靭性を向上できる。上記ＨＢ値が０．０％以下となるような鋼板では、ＨＡＺにおける旧オーステナイト粒内から方位の異なる多数のベイナイトラスが発達しており、良好な靭性を示すものとなる。ベイナイトブロックサイズの微細化を促進する元素は他にもあるが（例えば、Ｃｕ，Ｎｉ等）、その効果は少なく、本発明では上記三元素のみによって規定した。特に、Ｃｒ量が多いことが特徴となる。
ＨＡＺでの旧オーステナイト粒内の組織単位（ベイナイトブロック）を細かくすることによって、破壊時の亀裂伝播抵抗が大きくなり、ＨＡＺ靭性を向上できる。上記ＨＢ値が０．０％以下となるような鋼板では、ＨＡＺにおける旧オーステナイト粒内から方位の異なる多数のベイナイトラスが発達しており、良好な靭性を示すものとなる。ベイナイトブロックサイズの微細化を促進する元素は他にもあるが（例えば、Ｃｕ，Ｎｉ等）、その効果は少なく、本発明では上記三元素のみによって規定した。特に、Ｃｒ量が多いことが特徴となる。
本発明の高張力鋼板は、ベイナイト組織を基本とするものであるが、こうしたベイナイト組織は極低Ｃにも拘わらず５７０ＭＰａ以上の強度を確保するためにも有用である。一般的に、ラインパイプなどにおいては、フェライト組織を主体とすることによって高強度を実現しているが、フェライト組織では、低温圧延を施すことによって、微細なフェライトとして高強度を実現する必要がある。これに対して、ベイナイト組織では、高温圧延でも高強度が実現でき、生産性向上を図る上でも有用である。但し、これらの効果を発揮させるためには、必ずしも１００面積％がベイナイト組織である必要はなく、ベイナイト分率で９０面積％以上であれば良い。ベイナイトの以外の組織としては、マルテンサイトやフェライト等が挙げられる。
尚、本発明でのベイナイト組織は、上部または下部ベイナイトに加え、「鋼のベイナイト写真集−１」［日本鉄鋼協会 ベイナイト調査研究会編：（１９９２）．４］に紹介されているベイニティックフェライトまたはグラニュラ-ベイニティックフェライトを含むものである。これらＣ量を極低化したベイナイト組織（極低Ｃベイナイト組織）は強度・靭性に優れており、本発明で規定する化学組成の範囲とすることによって得ることができる。
本発明の高張力鋼板では、その化学成分組成を厳密に調整することも重要な要件であるが、その範囲限定理由は、次の通りである。
Ｃ：０．０１〜０．０５％
Ｃは高張力鋼の強度を増大させるのに有効な元素であり、所望の強度を確保するためには０．０１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると、Ｍ−Ａ相またはセメンタイトが多量に形成されて極低Ｃベイナイト組織を安定して生成させることが困難になる。こうしたことから、その上限は０．０５％とする必要がある。
Ｃは高張力鋼の強度を増大させるのに有効な元素であり、所望の強度を確保するためには０．０１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると、Ｍ−Ａ相またはセメンタイトが多量に形成されて極低Ｃベイナイト組織を安定して生成させることが困難になる。こうしたことから、その上限は０．０５％とする必要がある。
Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）
Ｓｉは冷却条件によらず固溶強化により鋼の強度を増加させるのに有効な元素であるが、過剰に含有させると鋼材（母材）に島状マルテンサイト相（Ｍ―Ａ相）を多量に析出させて靭性を劣化させる。こうしたことから、その上限を１．０％とした。尚、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．５％である。
Ｓｉは冷却条件によらず固溶強化により鋼の強度を増加させるのに有効な元素であるが、過剰に含有させると鋼材（母材）に島状マルテンサイト相（Ｍ―Ａ相）を多量に析出させて靭性を劣化させる。こうしたことから、その上限を１．０％とした。尚、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．５％である。
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは極低Ｃベイナイト組織を生成させて鋼材を強化するのに有効な元素であり、こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは０．５％以上含有させる必要がある。しかしながらＭｎを過剰に含有させると、母材の靭性劣化を引き起こすので上限を２．０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．７％であり、好ましい上限は１．８％である。
Ｍｎは極低Ｃベイナイト組織を生成させて鋼材を強化するのに有効な元素であり、こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは０．５％以上含有させる必要がある。しかしながらＭｎを過剰に含有させると、母材の靭性劣化を引き起こすので上限を２．０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．７％であり、好ましい上限は１．８％である。
Ｐ：０．５％以下（０％を含む）およびＳ：０．０１％以下（０％を含む）
Ｐは結晶粒に偏析し、延性や靭性に有害に作用する不純物であるので、できるだけ少ない方が好ましいのであるが（０％を含む）、不可避的に鋼材に混入することを考慮して０．５％以下に抑制するのが良い。またＳは、鋼材中の合金元素と反応して種々の介在物を形成し、鋼材の延性や靭性に有害に作用する不純物であるので、できるだけ少ない方が好ましいのであるが（０％を含む）、不可避的に混入することを考慮して０．０１％以下に抑制するのが良い。
Ｐは結晶粒に偏析し、延性や靭性に有害に作用する不純物であるので、できるだけ少ない方が好ましいのであるが（０％を含む）、不可避的に鋼材に混入することを考慮して０．５％以下に抑制するのが良い。またＳは、鋼材中の合金元素と反応して種々の介在物を形成し、鋼材の延性や靭性に有害に作用する不純物であるので、できるだけ少ない方が好ましいのであるが（０％を含む）、不可避的に混入することを考慮して０．０１％以下に抑制するのが良い。
Ａｌ：０．０１〜０．０７％
Ａｌは脱酸剤として有効な元素であると共に、鋼材中のＮを固定することによって、Ｂの固溶量を増加させる元素である。これによって、Ｂによる焼入れ性向上効果が向上することになる。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、過剰に含有されると鋼材（母材）に島状マルテンサイト相（Ｍ―Ａ相）を多量に析出させて靭性を劣化させる。こうしたことから、その上限を０．０７％とした。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、好ましい上限は０．０５％である。
Ａｌは脱酸剤として有効な元素であると共に、鋼材中のＮを固定することによって、Ｂの固溶量を増加させる元素である。これによって、Ｂによる焼入れ性向上効果が向上することになる。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、過剰に含有されると鋼材（母材）に島状マルテンサイト相（Ｍ―Ａ相）を多量に析出させて靭性を劣化させる。こうしたことから、その上限を０．０７％とした。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、好ましい上限は０．０５％である。
Ｃｒ：０．５〜２．０％
Ｃｒは極低Ｃベイナイト組織を得るために重要な元素である。また、ＨＡＺ組織においてはベイナイトブロックサイズを低減するためにも有効である。更に、焼入れ性を向上させて鋼材の強度を確保する上でも有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ｃｒは０．５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が過剰になって２．０％を超えると、粗大な析出物を形成するので、母材およびＨＡＺのいずれの靭性も劣化する。尚、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．７％であり、好ましい上限は１．８％である。
Ｃｒは極低Ｃベイナイト組織を得るために重要な元素である。また、ＨＡＺ組織においてはベイナイトブロックサイズを低減するためにも有効である。更に、焼入れ性を向上させて鋼材の強度を確保する上でも有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ｃｒは０．５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が過剰になって２．０％を超えると、粗大な析出物を形成するので、母材およびＨＡＺのいずれの靭性も劣化する。尚、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．７％であり、好ましい上限は１．８％である。
Ｍｏ：０．５％以下（０％を含む）
Ｍｏは焼入性を向上させて強度向上に有効な元素であるが、０．５％を超えて過剰に含有させると、粗大な硬化相となるので、母材およびＨＡＺのいずれの靭性も劣化する。尚、本発明において極低Ｃベイナイト組織を得るためには、必ずしも必要な元素ではなく、無添加でも良い。但し、Ｍｏを含まない場合には、前記（１）式および（２）式は、Ｍｏを含まないものとして計算する必要がある。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４％である。
Ｍｏは焼入性を向上させて強度向上に有効な元素であるが、０．５％を超えて過剰に含有させると、粗大な硬化相となるので、母材およびＨＡＺのいずれの靭性も劣化する。尚、本発明において極低Ｃベイナイト組織を得るためには、必ずしも必要な元素ではなく、無添加でも良い。但し、Ｍｏを含まない場合には、前記（１）式および（２）式は、Ｍｏを含まないものとして計算する必要がある。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４％である。
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％
Ｎｂは極低Ｃベイナイト組織を得るために重要な元素である。また、ＨＡＺ組織においてはベイナイトブロックサイズを低減するためにも有効である。更に、鋼材の強度を確保する上でも有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ｎｂは０．００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になって０．０３０％を超えて含有させてもその効果は飽和する。尚、Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、好ましい上限は０．０２５％である。
Ｎｂは極低Ｃベイナイト組織を得るために重要な元素である。また、ＨＡＺ組織においてはベイナイトブロックサイズを低減するためにも有効である。更に、鋼材の強度を確保する上でも有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには、Ｎｂは０．００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になって０．０３０％を超えて含有させてもその効果は飽和する。尚、Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、好ましい上限は０．０２５％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは窒化物を形成させ、大入熱溶接時に旧オーステナイト粒の粗大化を抑制、ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると粗大な介在物を析出させ、却ってＨＡＺ靭性を劣化させるので、その上限を０．０３％とする。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、好ましい上限は０．０２５％である。
Ｔｉは窒化物を形成させ、大入熱溶接時に旧オーステナイト粒の粗大化を抑制、ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると粗大な介在物を析出させ、却ってＨＡＺ靭性を劣化させるので、その上限を０．０３％とする。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、好ましい上限は０．０２５％である。
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは極低Ｃベイナイト組織を得るために重要な元素である。また焼入性を向上させてフェライト変態を抑制する上でも有効に作用する。そのためには、Ｂは０．０００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｂを過剰に含有させるとその効果が飽和するばかりか、ＨＡＺ組織中での介在物（Ｂ窒化物）が増加してＨＡＺ靭性は却って低下するので、Ｂ含有量の上限は０．００３０％とする必要がある。尚、Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００７％であり、好ましい上限は０．００２％である。
Ｂは極低Ｃベイナイト組織を得るために重要な元素である。また焼入性を向上させてフェライト変態を抑制する上でも有効に作用する。そのためには、Ｂは０．０００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｂを過剰に含有させるとその効果が飽和するばかりか、ＨＡＺ組織中での介在物（Ｂ窒化物）が増加してＨＡＺ靭性は却って低下するので、Ｂ含有量の上限は０．００３０％とする必要がある。尚、Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００７％であり、好ましい上限は０．００２％である。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｃａは介在物形状の異方性を低減する作用があり、ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０００５％以上含有させる必要があるが、０．００５％を超えて過剰に含有させても介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が却って劣化する。尚、Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、好ましい上限は０．００４％である。
Ｃａは介在物形状の異方性を低減する作用があり、ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０００５％以上含有させる必要があるが、０．００５％を超えて過剰に含有させても介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が却って劣化する。尚、Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、好ましい上限は０．００４％である。
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
大入熱溶接ＨＡＺにおいて靭性を高位に確保するためには、旧オーステナイト粒内にＴｉＮを微細析出させて旧オーステナイト粒の粗大化を防止することが有効である。こうした効果を発揮せせるためには、Ｎ含有量は０．００２０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になって０．００８０％を超えると粗大なＴｉＮが析出して破壊の起点となる。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、好ましい上限は０．００７％である。
大入熱溶接ＨＡＺにおいて靭性を高位に確保するためには、旧オーステナイト粒内にＴｉＮを微細析出させて旧オーステナイト粒の粗大化を防止することが有効である。こうした効果を発揮せせるためには、Ｎ含有量は０．００２０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になって０．００８０％を超えると粗大なＴｉＮが析出して破壊の起点となる。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、好ましい上限は０．００７％である。
本発明の高降伏比高張力鋼板には、必要によって、（ａ）Ｃｕ：３．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｖ：０．０５％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｅ）希土類元素：０．０００３〜０．０３％、等を含有することも有効であるが、これらの成分を含有させるときの範囲限定理由は、次の通りである。
Ｃｕ：３．０％以下および／またはＮｉ：３．０％以下
ＣｕおよびＮｉは、母材強度を向上するのに有効な元素である。これらの効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、含有量が過剰になると溶接時にＭ―Ａ相の生成が促進されＨＡＺ靭性が劣化することになるので、いずれも３．０％以下とする。
ＣｕおよびＮｉは、母材強度を向上するのに有効な元素である。これらの効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、含有量が過剰になると溶接時にＭ―Ａ相の生成が促進されＨＡＺ靭性が劣化することになるので、いずれも３．０％以下とする。
Ｖ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｖは母材強度の向上に有効な元素であるが、０．０５％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺ部で析出物を形成し、ＨＡＺ靭性が低下することになる。
Ｖは母材強度の向上に有効な元素であるが、０．０５％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺ部で析出物を形成し、ＨＡＺ靭性が低下することになる。
Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）
ＭｇはＴｉＮの析出の核となる酸化物を微細分散させてＨＡＺの靭性向上に寄与する元素であるが、過剰に含有させると酸化物が粗大化して却ってＨＡＺ靭性を低下させるので、０．００５％以下にすべきである。
ＭｇはＴｉＮの析出の核となる酸化物を微細分散させてＨＡＺの靭性向上に寄与する元素であるが、過剰に含有させると酸化物が粗大化して却ってＨＡＺ靭性を低下させるので、０．００５％以下にすべきである。
Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）
ＺｒはＴｉと同様に、窒化物や酸化物を形成して、ＨＡＺ部の旧オーステナイト粒の粗大化を防止してＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素であるが、過剰に含有させると介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するので０．００５％以下にすべきである。
ＺｒはＴｉと同様に、窒化物や酸化物を形成して、ＨＡＺ部の旧オーステナイト粒の粗大化を防止してＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素であるが、過剰に含有させると介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するので０．００５％以下にすべきである。
希土類元素：０．０００３〜０．０３％
希土類元素（ＲＥＭ）は、Ｃａと同様に、介在物形状の異方性を低減してＨＡＺ靭性を向上するのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０００３％以上含有させることが好ましい。しかしながら、ＲＥＭの含有量が０．０３％を超えて過剰になると、介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が却って低下することになる。
希土類元素（ＲＥＭ）は、Ｃａと同様に、介在物形状の異方性を低減してＨＡＺ靭性を向上するのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０００３％以上含有させることが好ましい。しかしながら、ＲＥＭの含有量が０．０３％を超えて過剰になると、介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が却って低下することになる。
本発明の高張力鋼板において、上記成分の他は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものであるが、その特性を阻害しない程度の微量成分（許容成分）も含み得るものであり、こうした高張力鋼板も本発明の範囲に含まれるものである。
本発明の鋼板を製造するには、基本的には上記のような化学成分組成を満足する鋳片または鋼片を連鋳法や造塊法により作製し、これを熱間圧延−冷却−熱処理の通常の方法により製造できるが、特に極低Ｃベイナイト組織を得るためには、下記（Ａ）や（Ｂ）の工程を含んで製造することが好ましい。
（Ａ）鋳片または鋼片を１０００〜１３００℃に加熱し、圧延仕上げ温度７００℃以上で熱間圧延を終了した後、空冷する。
（Ｂ）鋳片または鋼片を１０００〜１３００℃に加熱し、圧延仕上げ温度７００℃以上で熱間圧延を終了した後、冷却速度１〜５０℃／秒で５００℃以下まで水冷却する。
（Ｂ）鋳片または鋼片を１０００〜１３００℃に加熱し、圧延仕上げ温度７００℃以上で熱間圧延を終了した後、冷却速度１〜５０℃／秒で５００℃以下まで水冷却する。
上記製造方法は、基本的には十分なオースナイト状態とした上で熱間圧延を行ない、その後冷却することによって、ベイナイト組織とするものである。上記（Ａ）および（Ｂ）の工程において、加熱温度が１０００℃未満になると、十分なオーステナイト状態が得られず、加熱温度が１３００℃を超えると、初期オーステナイト粒が粗大化してしまい、結果として製品は低靭性となる。圧延仕上げ温度は生産性の観点から７００℃以上としている。
熱間圧延を終了した後は、空冷することによってもフェライト変態を抑制する成分設計となっているためベイナイト組織が得られるが、場合によっては冷却速度１〜５０℃／秒で５００℃以下まで加速冷却しても良い。それは、組織が過冷状態となって、良好な極低Ｃベイナイト組織が得られるためである。尚、加速冷却を実施する場合には、ベイナイト組織の生成が完了するまで冷却する必要があるので５００℃以下まで冷却する。
また上記製造工程に加え、必要によって５００〜７００℃の温度領域で焼戻し処理を行なうことも有用であり、これによって更に高降伏比・高靭性となる。
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変形することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
実施例１
下記表１、２に示す化学成分組成の鋼を用い、下記表３、４に示す製造条件にて鋼板を製造した。尚、表１、２には、本発明で規定するＨＭ値、ＨＧ値およびＨＢ値についても示した。
下記表１、２に示す化学成分組成の鋼を用い、下記表３、４に示す製造条件にて鋼板を製造した。尚、表１、２には、本発明で規定するＨＭ値、ＨＧ値およびＨＢ値についても示した。
得られた各鋼板について、ベイナイト分率、鋼材（母材）の引張特性（０．２％耐力σ０．２、引張強さＴＳ、降伏比）、衝撃特性（破面遷移温度ｖＴｒｓ）、耐溶接低温割れ性、ＨＡＺ靭性等を下記の方法によって測定した。
［ベイナイト分率（面積率）］
各鋼板のｔ／４（ｔは板厚）から鏡面研磨後試験片を採取し、これを２％硝酸−エタノール溶液（ナイタール溶液）でエッチングした後、５視野において光学顕微鏡を用いて４００倍で観察を行ない、画像解析によって鋼組織中のベイナイト分率（面積％）を測定した。この際、フェライト（ポリゴナルフェライト・擬ポリゴナルフェライトを含む）以外のラス状組織は全てベイナイトとみなした。
各鋼板のｔ／４（ｔは板厚）から鏡面研磨後試験片を採取し、これを２％硝酸−エタノール溶液（ナイタール溶液）でエッチングした後、５視野において光学顕微鏡を用いて４００倍で観察を行ない、画像解析によって鋼組織中のベイナイト分率（面積％）を測定した。この際、フェライト（ポリゴナルフェライト・擬ポリゴナルフェライトを含む）以外のラス状組織は全てベイナイトとみなした。
［鋼板の引張特性］
鋼板のｔ／４（ｔは板厚）からＪＩＳ Ｚ ２２０１ ４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行ない、降伏強度（０．２％耐力：σ0.2）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（降伏強度／引張強度×１００％：ＹＲ）を測定した。本発明では、引張強度ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、降伏比ＹＲ：８０％以上を合格とした。
鋼板のｔ／４（ｔは板厚）からＪＩＳ Ｚ ２２０１ ４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行ない、降伏強度（０．２％耐力：σ0.2）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（降伏強度／引張強度×１００％：ＹＲ）を測定した。本発明では、引張強度ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、降伏比ＹＲ：８０％以上を合格とした。
［鋼板の靭性］
鋼板のｔ／４からＬ方向（圧延方向）にＪＩＳ Ｚ ２２０２ Ｖノッチ試験片を採取してＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行ない、シャルピー試験片の脆性破面率が５０％となる温度を近侍して破面遷移温度（ｖＴｒｓ）として測定した。ｖＴｒｓが−５０℃以下を目標として合格とした。
鋼板のｔ／４からＬ方向（圧延方向）にＪＩＳ Ｚ ２２０２ Ｖノッチ試験片を採取してＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行ない、シャルピー試験片の脆性破面率が５０％となる温度を近侍して破面遷移温度（ｖＴｒｓ）として測定した。ｖＴｒｓが−５０℃以下を目標として合格とした。
［耐溶接低温割れ性］
ＪＩＳ Ｚ ３１５８のｙ形溶接割れ試験法に従い、入熱量：１．５ＫＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行ない、予熱温度２５℃において断面割れ率を測定し、割れ率０％を合格とした。
ＪＩＳ Ｚ ３１５８のｙ形溶接割れ試験法に従い、入熱量：１．５ＫＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行ない、予熱温度２５℃において断面割れ率を測定し、割れ率０％を合格とした。
［溶接ＨＡＺ靭性］
ＨＡＺ再現試験を行なった。鋼板から採取した試験片［１２．５×３２×５５（ｍｍ）の試験片を各５本採取］に１４００℃×５秒加熱後、入熱量１０ＫＪ／ｍｍに相当する［８００〜５００℃までを８０秒で冷却］熱サイクル試験を行なった。その後、各試験片から２本のシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０２ Ｖノッチ試験片）を採取し、各鋼板毎に１０本で−１５℃における平均衝撃吸収エネルギーｖＥ−１５を求めた。平均１００Ｊ以上を合格とした。
ＨＡＺ再現試験を行なった。鋼板から採取した試験片［１２．５×３２×５５（ｍｍ）の試験片を各５本採取］に１４００℃×５秒加熱後、入熱量１０ＫＪ／ｍｍに相当する［８００〜５００℃までを８０秒で冷却］熱サイクル試験を行なった。その後、各試験片から２本のシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０２ Ｖノッチ試験片）を採取し、各鋼板毎に１０本で−１５℃における平均衝撃吸収エネルギーｖＥ−１５を求めた。平均１００Ｊ以上を合格とした。
これらの結果を、下記表５、６に示すが、これらの結果から、次のように考察できる。まず試験Ｎｏ．１〜１１のものは、本発明で規定する要件を満足するものであり、鋼板（母材）の強靭性は目標を満足し、溶接性は予熱不要と良好であり、入熱量１０ＫＪ／ｍｍでのＨＡＺ靭性も目標平均１００Ｊ以上を十分満足するものである。
これに対して、試験Ｎｏ．１２〜３６のものは、本発明で規定するいずれかの要件を欠くものであり、いずれかの特性が劣化している。このうち試験Ｎｏ．１２のものは、Ｃ含有量が規定範囲を超えているものであり（表１の鋼種Ａ１）、粗大な炭化物を含む組織となっており、母材靭性、ＨＡＺ靭性のいずれも低下している。また、試験Ｎｏ．１３のものは、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えているものであり（表１の鋼種Ｂ１）、またＨＭ値もその上限を超えているので、Ｍ−Ａ量が非常に多くなっており、母材靭性、ＨＡＺ靭性のいずれも低下している。
試験Ｎｏ．１４のものは、Ｍｎ含有が本発明で規定する範囲に満たないものであり（表１の鋼種Ｃ１）、焼入れ性が著しく低下しているため、母材ではフェライトが析出し、強度が低下している。試験Ｎｏ．１５のものは、Ｍｎ含有が本発明で規定する範囲を超えるものであり（表１の鋼種Ｄ１）、粗大な析出物が形成されるため、母材靭性、ＨＡＺ靭性のいずれも低下している。
試験Ｎｏ．１６のものは、Ｃｒ含有量が本発明で規定する範囲に満たないものであり（表１の鋼種Ｅ１）、焼入れ性が著しく低下しているため、母材ではフェライトが析出し、強度が低下している。試験Ｎｏ．１７のものは、Ｃｒ含有量が本発明で規定する範囲を超えているものであり（表１の鋼種Ｆ１）、粗大な析出物が形成されるため、母材靭性、ＨＡＺ靭性のいずれも低下している。
試験Ｎｏ．１８のものは、Ｔｉ含有量が本発明で規定する範囲を超えているものであり（表１の鋼種Ｇ１）、ＨＡＺ部で粗大な介在物が生成していることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．１９のものは、Ｂ含有量が本発明で規定する範囲を超えているものであり（表２の鋼種Ｈ１）、ＨＡＺ部で粗大な介在物が生成していることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．２０のものは、Ｍｏ含有量が本発明で規定する範囲を超えているものであり（表２の鋼種Ｉ１）、粗大な硬化相を含む組織となっており、母材靭性、ＨＡＺ靭性のいずれも低下している。
試験Ｎｏ．２１のものは、Ｖ含有量が本発明の好ましい範囲を超えているものであり（表２の鋼種Ｊ１）、ＨＡＺ部で粗大な介在物が生成していることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．２２のものは、Ｃｕ含有量が本発明の好ましい範囲を超えているものであり（表２の鋼種Ｋ１）、ＨＡＺ部でのＭ―Ａ相の生成量が増大していることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．２３のものは、Ｎｉ含有量が本発明の好ましい範囲を超えているものであり（表２の鋼種Ｌ１）、ＨＡＺ部でのＭ―Ａ相の生成量が増大していることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣化している。
試験Ｎｏ．２４のものは、Ｎｂ含有量が本発明で規定する範囲を超えているものであり（表２の鋼種Ｍ１）、ＨＡＺ部での介在物量が増大していることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．２５のものは、Ｃａ含有量が本発明の好ましい範囲を超えているものであり（表２の鋼種Ｎ１）、ＨＡＺ部で粗大な介在物が生成していることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣化している。
試験Ｎｏ．２６，２７のものは、ＨＭ値が本発明で規定する範囲を満たないものであり（表２の鋼種Ｏ１、Ｐ１）、焼入れ性が低下しており、母材ではフェライトが生成していることが予想され、強度が低くなっている。
試験Ｎｏ．２８，２９のものは、ＨＭ値が本発明で規定する範囲を超えるものであり（表２の鋼種Ｑ１、Ｒ１）、ＨＡＺ部においてＭ−Ａ相が多量に生成していることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣化している。
試験Ｎｏ．３０，３１のものは、ＨＧ値が本発明で規定する範囲を満たないものであり（表２の鋼種Ｓ１、Ｔ１）、焼入れ性が低下しており、母材ではフェライトが生成していることが予想され、強度が低くなっている。
試験Ｎｏ．３２，３３のものは、ＨＧ値が本発明で規定する範囲を超えるものであり（表２の鋼種Ｕ１、Ｖ１）、ＨＡＺ部において旧オーステナイト粒が非常に大きくなっていることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣化している。
試験Ｎｏ．３４〜３６のものは、ＨＧ値が本発明で規定する範囲を超えるものであり（表２の鋼種Ｗ１、Ｘ１、Ｙ１）、ＨＡＺ部において旧オーステナイト粒内が殆ど分割されておらず、ブロックサイズが大きくなっていることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣化している。
実施例２
前記表１に示した鋼種Ａを用い、入熱量を変える以外は上記と同様にしてＨＡＺ再現試験を行なった。このとき入熱量１〜２０ＫＪ／ｍｍに相当するように８００〜５００℃までの冷却時間を変えて熱サイクルを試験を行なった。尚、入熱量１ＫＪ／ｍｍでは冷却時間１０秒、入熱量２ＫＪ／ｍｍでは冷却時間２０秒、入熱量５ＫＪ／ｍｍでは冷却時間４０秒、入熱量７ＫＪ／ｍｍでは冷却時間６０秒、入熱量１５ＫＪ／ｍｍでは冷却時間１２０秒、入熱量２０ＫＪ／ｍｍでは冷却時間１６０秒となる。
前記表１に示した鋼種Ａを用い、入熱量を変える以外は上記と同様にしてＨＡＺ再現試験を行なった。このとき入熱量１〜２０ＫＪ／ｍｍに相当するように８００〜５００℃までの冷却時間を変えて熱サイクルを試験を行なった。尚、入熱量１ＫＪ／ｍｍでは冷却時間１０秒、入熱量２ＫＪ／ｍｍでは冷却時間２０秒、入熱量５ＫＪ／ｍｍでは冷却時間４０秒、入熱量７ＫＪ／ｍｍでは冷却時間６０秒、入熱量１５ＫＪ／ｍｍでは冷却時間１２０秒、入熱量２０ＫＪ／ｍｍでは冷却時間１６０秒となる。
その後、各試験片から２本のシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０２ Ｖノッチ試験片）を採取し、各鋼板毎に１０本で−１５℃における平均衝撃吸収エネルギーｖＥ−１５を求めた。
その結果を、下記表７に示すが、本発明の高張力鋼板では入熱量２０ＫＪ／ｍｍまでは優れたＨＡＺ靭性を示していることが分かる。
Claims (6)
- Ｃ：０．０１〜０．０５％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．５％以下（０％を含む）、
Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．０１〜０．０７％、
Ｃｒ：０．５〜２．０％、
Ｍｏ：０．５％以下（０％を含む）、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％を夫々含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなると共に、
下記（１）式で規定されるＨＭ値が０．１０％以上、０．２５％未満、
下記（２）式で規定されるＨＧ値が０．０２％以上、０．０８％未満、および
下記（３）式で規定されるＨＢ値が０．０％以下を夫々満足し、且つベイナイト分率が９０面積％以上の組織であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた高降伏比高張力鋼板。
ＨＭ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／３０＋［Ｃｒ］／３０＋［Ｍｏ］／５＋［Ｓｉ］／５ …（１）
ＨＧ＝−［Ｃ］＋［Ｍｎ］／２５＋［Ｃｒ］／２５−［Ｍｏ］／３０−［Ｓｉ］／１０ …（２）
ＨＢ＝−［Ｃｒ］／１０＋［Ｍｎ］／１０−［Ｎｂ］ …（３）
但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｓｉ］および［Ｎｂ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＳｉおよびＮｂの含有量（質量％）を示す。 - Ｃｕ：３．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の高降伏比高張力鋼板。
- Ｖ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の高降伏比高張力鋼板。
- Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高降伏比高張力鋼板。
- Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高降伏比高張力鋼板。
- 希土類元素：０．０００３〜０．０３％を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の高降伏比高張力鋼板。
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