JP4825024B2 - 疲労亀裂進展抑制および溶接熱影響部の靭性に優れた高降伏比高張力鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、土木、建築、橋梁、海洋構造物、パイプ、船舶、貯蔵、建築機械等の各種用途に用いられる高降伏比高張力鋼板に関するものであり、特に亀裂の進展速度を抑制して良好な疲労寿命を確保すると共に、溶接熱影響部（ＨＡＺ）での靭性にも優れたベイナイト相を主体とする高降伏比高張力鋼板に関するものである。

上記各種用途に適用される構造材料では、繰り返し応力が加わるものが少なくないことから、構造材料の安全性を確保するためには、素材として用いられている鋼板には疲労特性が良好であることが設計上極めて重要である。

鋼材の疲労過程は、応力集中部での亀裂の発生と、一旦発生した亀裂の進展という２つの過程に大別して考えられる。そして、通常の機械部品では巨視的な亀裂の発生が、使用限界として考えられており、亀裂の進展を許容する設計は殆どされていない。しかしながら、溶接構造物においては、疲労亀裂が発生しても直ちに破壊に至ることはなく、この亀裂が最終段階に至る前に定期検査などで発見され、亀裂の入った部分が修理されるか、或は使用期間内に亀裂が最終破壊に至る長さまでに成長しないならば、亀裂があっても構造物は十分に使用に耐え得ることになる。

ところで、溶接構造物では、応力集中部としての溶接止端部や欠陥部が多数存在しており、疲労亀裂の発生を完全に防止することは技術的にも不可能に近く、また経済的にも得策とはいえない。即ち、溶接構造物の疲労寿命を良好にするためには、亀裂の発生そのものを防止するよりも、亀裂が既に存在している状態からの亀裂進展寿命を大幅に延長することが有効であり、そのためには鋼材の亀裂の進展速度をできるだけ遅くするような設計が重要な事項となる。

疲労亀裂進展の速度を抑制する技術としてもこれまで様々なものが提案されており、例えば特許文献１には、硬質相と軟質相の２相組織とし、軟質相／硬質相境界における亀裂の屈曲、停留、分岐によって亀裂進展速度を抑制する技術が提案されている。

しかしながら、この技術では、軟質のフェライト組織を基本的に含む組織とする必要があり、高強度鋼を製造することはできないという問題がある。

また特許文献２では、ベイナイト組織またはマルテンサイト組織を主体とし、最大引張・圧縮歪で±０．０１２、繰り返し速度０．５Ｈｚ、最大歪までの波数１２の漸増・漸減繰り返し負荷を１５回与えたときの、１回の最大歪時の応力σ₁と１５回の最大歪時の応力σ₁₅との比σ₁／σ₁₅で示される繰り返し軟化パラメータが０．６５以上０．９５以下であるような疲労亀裂進展特性に優れた鋼材が提案されている。そして、この技術では、繰り返し軟化については、繰り返し応力が負荷された際の転位の再配列によって起こるとされており、亀裂先端の転位密度が高いほど軟化が起こりやすく、疲労亀裂進展抑制に効果があることが示されている。

上記技術において、転位密度を高めるためには、実施例に示されているように実質的に直接焼入れや、オフラインで焼入れを行う必要がある。しかしながら、オフラインの熱処理では生産性が低下することが予想され、またライン上で直接焼入れするにしても転位導入による強度を考慮しなければならないので、強度が高くなり過ぎないように低成分にするという制約がある。その結果、成分設計上での自由度が低いものとなり、その他の特性が劣化することが十分に考えられる。また上記のような軟化パラメータが規定範囲内であっても、破面遷移温度ｖＴｒｓが０℃を超える実施例が存在し、構造物としての特性を十分に満足できない可能性がある。

亀裂進展速度に影響を与える因子として、粒界の状態も考えられる。粒界状態を材料特性に応用した技術として、例えば特許文献３には、Σ１対応粒界、Σ３〜２９対応粒界等の割合を規定することによって、形状記憶特性や磁歪特性を改善した鉄基形状記憶合金について開示されている。しかしながら、亀裂進展速度と粒界の状態については考慮されておらず、特に鋼板において粒界状態が特性に与える影響については確立された知見が得られていないのが実情である。

一方、上記各種用途に用いられる高張力鋼板は、溶接することによって各種構造物が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。

例えば、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、特許文献４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る。

また特許文献５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。

また上記のような、ＨＡＺ靭性を改良する技術は、前述した疲労亀裂特性については、何ら考慮されておらず、ＨＡＺ靭性と疲労亀裂特性の両特性を兼ね備えた技術の確立が望まれているのが実情である。
特許第３２９８５４４号公報 特許請求の範囲等 特開２００４−２７３５５号公報 特許請求の範囲等 特開平１１−２６９６１１号公報 特許請求の範囲等 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

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、ベイナイトを主体とする鋼板において、粒界の状態が特性に与える影響を明らかにすることによって、疲労亀裂進展抵抗性をより優れたものとすると共に、ＨＡＺ靭性をも極力改善することのできる高降伏比高張力鋼板を提供することにある。

上記目的を達成することのでき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％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃｒ：０．４〜２．０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００２０〜０．０１０％を夫々含有し、残部：鉄及び不可避不純物からなると共に、下記（１）式で規定されるＰＭ値が０．２７％未満を満足し、且つベイナイト相を主体とする組織からなり、２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界のうち、Σ３対応粒界である割合が０．０６５以上である点に要旨を有するものである。尚、本発明において、「ベイナイトを主体とする」とは、ベイナイト相が組織中に９０面積％以上を占める状態を意味する。
ＰＭ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／３０＋［Ｃｒ］／２３＋［Ｍｏ］／５＋［Ｓｉ］／５
＋［Ｃｕ］／５０＋［Ｎｉ］／５０…（１）
但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｓｉ］，［Ｃｕ］および［Ｎｉ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｓｉ，ＣｕおよびＮｉの含有量（質量％）を示す。

本発明の鋼板においては、上記基本成分以外（残部）は、残部が鉄および不可避不純物であるが、必要に応じて（ａ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：２．０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｖ：０．０５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｆ）希土類元素：０．０００３〜０．００３％、等を含有することも好ましく、含有する成分に応じて、高張力鋼板の特性が更に改善される。

本発明では、ベイナイトを主体とする組織を有する鋼板において、特定の対応粒界の割合を適切に規定すると共に、ＨＡＺ靭性に影響を与える要因であるＭ−Ａ相量および化学成分組成を厳密に制御して適性化を図ることによって、疲労亀裂進展抑制に優れると共に、良好なＨＡＺ靭性が確保できる高張力鋼板が実現でき、こうした高張力鋼板は、土木、建築、橋梁、海洋構造物、パイプ、船舶、貯蔵、建築機械等の各種用途の構造材料の素材として有用である。

本発明者らは、前記課題を解決するために、特にベイナイト組織である鋼板に着目し、その鋼板における粒界が亀裂進展の抵抗になると考え、粒界の状態と疲労亀裂進展速度の関係について様々な角度から検討した。その結果、一定の対応粒界の割合を増加させることが、疲労亀裂進展を抑制する上で極めて有効であることを見出した。

一方、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が、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。その結果、高張力鋼に一般的に含有されている元素（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉ等）によってその関係を前記（１）式のように規定してやれば、Ｍ−Ａ相量が適切に制御されて、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。以下、本発明が完成させた経緯に沿って、本発明で規定する各要件の作用効果について説明する。

前述の対応粒界とは、幾何学的に整合性の高い特殊な粒界を意味する。この粒界は構造的にも安定で、力学的、化学的にも優れた特性を有するといわれているが、その詳細については未だ解明されていない部分が多い。例えば、２つの結晶の一つを回転軸Ｍの周囲に角度θ（回転角度）だけ回転させた場合の２つの結晶の重なりを考える。この際、回転軸Ｍと回転角度θによっては、原点（元の位置にある状態の点）以外にも周期的に重なる格子点が形成されることになる。このように重なった点を対応格子点と呼んでいる。元の結晶格子の単位胞体積とここで形成される対応格子点の単位胞体積の比をΣ値と呼ぶ。このΣ値が３である関係にある粒界をΣ３対応粒界と呼ぶ。

図１は、単純立方格子を<００１>軸周りに３６．５２°回転（回転角度θ）させて（Ｙ_α−Ｍ−Ｘ_α→Ｙ_β−Ｍ−Ｘ_β）重ね合わせた図であり、Σ５対応粒界に相当するものであり、図中相互の格子点が重なった点を「○」印で示しているが、これが対応格子点となる。

上記のように対応粒界は、隣り合う結晶格子に対して、一定の角度回転することで生成されるものであり、通常の高角度ランダム粒界に比べて規則度が高く粒界エネルギーが低く安定なものとなる。このように、対応粒界がランダム粒界に比べて粒界エネルギーが低く、粒界すべりが起きにくいこと自体は知られていることであるが、こうした対応粒界が疲労亀裂進展速度に与える影響については未だ検討されていない。

本発明者らは、こうした状況の下で、鋼板における粒界の状態について、ＥＢＳＰ法（Electoron Backscattering Pattern法）に基づいて測定した結果、全測定点における２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界（大傾角境界）のうち、Σ３対応粒界である割合が０．０６５以上となれば、鋼板における疲労亀裂進展速度を従来鋼に比べて大幅に抑制できることが判明したのである。尚、前記「方位差」は、「ずれ角」若しくは「傾角」とも呼ばれているものであり、以下では「結晶方位差」と呼ぶことがある。

上記のようにΣ３対応粒界の割合を大きくすることによって、疲労亀裂進展速度を抑制できる理由については、その全てを解明し得た訳ではないが、恐らく次のように考えることができた。即ち、亀裂が進展するに際に必要なエネルギーをγ_aとしたとき、このエネルギーγ_aは下記（２）式のように表せるが、対応粒界の粒界エネルギーγ_ｂが小さいので、亀裂に必要なエネルギーγ_aが大きくなって、疲労亀裂が進展するに必要なエネルギーが大きくなると考えられる。換言すれば、亀裂進展の機構としては、整合性の高い安定な粒界を亀裂が進展する際には、大きな破壊エネルギーを消費しなければならず、進展速度は低下するものと考えられる。
γ_a＝２γ_s−γ_b …（２）
但し、γ_s：粒界の表面エネルギー、γ_b：粒界エネルギー

尚、Σ３対応粒界の割合を測定するには、前記ＥＢＳＰ法（Electoron Backscattering Pattern法）を採用すれば良い。この方法では、試料に電子線を材照射したときに発生する散乱波（菊池線）の幅や強度、散乱波同士の交差角度や現出する位置は、結晶系や結晶構造および方位によって決まり、従ってＥＰＳＰの画像的特徴を解析することによって、結晶方位差を決定することが可能である。

一方、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ことが有効である。こうした観点から、上記（１）式で規定されるＰＭ値が０．２７％未満と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。但し、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ので、基本的な最低含有量は確保する必要がある（この点は後述する）。

上記（１）式においては、Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉ等のように基本とする化学成分には含まれない元素も規定しているが、これらの元素もＨＡＺ靭性に影響を与えるものであるので、必要によって含有されるときには、これらの含有量もＰＭ値の計算に入れる必要がある。従って、これらの元素を含有しないときには、上記（１）式からこれらの元素量を０として計算すれば良い。

尚、上記（１）式で規定される各元素の係数は、実験によって求められたものであるが、次にこの点について説明する。下記表１に示す化学成分組成を有する各鋼種について、熱サイクル試験を行なったときの吸収エネルギーｖＥ_-15を求め（詳細な測定方法については後述する）、その基本（ベース）となる鋼種（表１の鋼種Ａ１）との比較において、Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｍｏ，ＳｉおよびＣｕが鋼板の靭性に及ぼす影響について検討した。

まず、Ｃについて、Ｃの含有量をＸ₁、吸収エネルギーｖＥ_-15をＹ₁としたときに、鋼Ａ１（Ｃ含有量：０．０３８％、ｖＥ_-15：７７Ｊ）とＡ２（Ｃ含有量：０．０５４％、ｖＥ_-15：３０Ｊ）との関係については、下記（３）式のような近似式で表せる。
Ｙ₁＝−２９３７．５Ｘ₁＋１８８．６３ …（３）

同様に、Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｍｏ，ＳｉおよびＣｕについて、その含有量とｖＥ_-15の関係を示せば、下記（４）〜（９）式のような近似式（直線近似）で表せる。
［Ｃｒについて：鋼種Ａ１とＡ３］
Ｙ₂＝−１２８．１Ｘ₂＋１９３．５９ …（４）
（但し、Ｘ₂：Ｃｒ含有量、Ｙ₂：ｖＥ_-15）
［Ｍｎについて：鋼種Ａ１とＡ４］
Ｙ₃＝−９８．０Ｘ₃＋２３３．９２ …（５）
（但し、Ｘ₃：Ｍｎ含有量、Ｙ₃：ｖＥ_-15）
［Ｎｉについて：鋼種Ａ１とＡ５］
Ｙ₄＝−５８．４Ｘ₄＋９１．６ …（６）
（但し、Ｘ₄：Ｎｉ含有量、Ｙ₄：ｖＥ_-15）
［Ｍｏについて：鋼種Ａ１、Ａ６およびＡ７］
Ｙ₅＝−５７０．０Ｘ₅＋２６８．０ …（７）
（但し、Ｘ₅：Ｍｏ含有量、Ｙ₅：ｖＥ_-15）
［Ｓｉについて：鋼種Ａ１とＡ８］
Ｙ₆＝−５６０．０Ｘ₆＋３０１ …（８）
（但し、Ｘ₆：Ｓｉ含有量、Ｙ₆：ｖＥ_-15）
［Ｃｕについて：鋼種Ａ９とＡ１０］
Ｙ₇＝−５９．０Ｘ₇＋２５７．８ …（９）
（但し、Ｘ₇：Ｃｕ含有量、Ｙ₇：ｖＥ_-15）

上記（３）式の係数と、（４）〜（９）式の係数（傾き）を比較することによって、Ｃの係数を１としたときの、各元素の係数を求めることができる。例えば、Ｃｒについては、（−２９３８／−１２８）≒２３となる（他の元素についても同様である）。その結果、前記（１）式の関係が求められたのである。

本発明の高張力鋼板は、ベイナイト組織を主体とするものであるが、母材組織の観点から靭性が劣化する上記ベイナイトを避け、極低Ｃベイナイト組織を生成させるように、極低Ｃ系を選択している（化学成分組成については後述する）。また、極低Ｃ系にすることによって、ＨＡＺ部組織においては、Ｍ−Ａ相の量を低減できることや、小入熱時の硬化が小さくなることから、溶接時の予熱をなくす（フリー化）こともできるという利点もある。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。

本発明の鋼板において、その化学成分組成については基本となる成分であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｂ，ＣａおよびＮを夫々含有するものであるが、これらの成分の範囲限定理由は、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、Ｃ含有量が過剰になると（中炭素、高炭素になると）、ベイナイトの変態機構が変化して選択されるバリアントが変化したり、本発明で狙う極低Ｃベイナイト組織を安定的に得ることができなくなるので、０．０５％以下とする必要がある。

［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０．６％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０．６％であり、好ましい上限は１．９％である。

［Ｐ：０．５％以下（０％を含まない）およびＳ：０．０２％以下（０％を含まない）］
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、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ので不純物であるので、できるだけ少ない方が好ましいのであるが、不可避的に混入することを考慮して０．０２％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０．０６％である。

［Ｃｒ：０．４〜２．０％］
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。しかも、変態を抑制し、ベイナイト変態開始温度Ｂｓを低下させる作用も発揮する。ベイナイトが低温で変態することによって、ランダム粒界の生成量が変化し、対応粒界の割合を増加させることができる。これらの効果を発揮させるためには、Ｃｒは０．４％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０．５％であり、好ましい上限は１．８％である。

［Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％］
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。しかも、Ｃｒと同様に、変態を抑制し、ベイナイト変態開始温度Ｂｓを低下させる作用も発揮する。これらの効果を発揮させるためには、Ｎｂは０．００１％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０．０５０％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０．００２％であり、好ましい上限は０．０４５％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し、ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。またＣｒやＮｂと同様に、変態を抑制し、ベイナイト変態開始温度Ｂｓを低下させる作用も発揮する。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。更に、ＣｒやＮｂと同様に、変態を抑制し、ベイナイト変態開始温度Ｂｓを低下させる作用も発揮する。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０．００２５％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。

［Ｎ：０．００２０〜０．０１０％］
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含有量が過剰になって０．０１０％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０．００８％である。

本発明の高張力鋼板における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物（例えば、Ｏ等）からなるものであるが、必要によって、（ａ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：２．０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｖ：０．０５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｆ）希土類元素：０．０００３〜０．００３％、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。

［Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）］
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。またＭｏは、変態を抑制し、ベイナイト変態開始温度Ｂｓを低下させる作用も発揮する。ベイナイトが低温で変態することによって、ランダム粒界の生成量が変化し、対応粒界の割合を増加させることができる。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０．４５％である。

［Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：２．０％（０％を含まない）］
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。またこれらの元素は、変態を抑制し、ベイナイト変態開始温度Ｂｓを低下させる作用も発揮する。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２．０％以下とすることが好ましい。但し、ＣｕやＮｉを含まない場合には、前記（１）式は、ＣｕやＮｉを含まないものとして計算する必要がある。これらの元素の含有量の好ましい上限は１．５％である。

［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り、また変態を抑制し、ベイナイト変態開始温度Ｂｓを低下させる作用も発揮する。しかしながら、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。

［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。

［希土類元素：０．０００３〜０．００３％］
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０．００３％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は、ベイナイトを主体とする組織からなるものであるが、オーステナイト状態で冷却を行うことによって、過冷状態となり、Ａｒ₃変態点を低下すると共にベイナイト組織とすることができる。特に低温で変態させると、変態の際の原子の移動可能距離が低下し、変態挙動も拡散型変態から剪断型変態に変化して対応粒界の生成が促進されることになる。具体的な製造条件としては、下記（１）〜（５）の製造方法を適用することが望ましい。
（１）９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、Ａｒ₃変態点〜９００℃の温度範囲で圧延を終了した後、冷却速度を５℃／秒以上として４５０℃以下まで加速冷却（例えば、水冷）を行なう。
（２）９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、Ａｒ₃変態点〜９００℃の温度範囲で圧延を終了した後、冷却速度を５℃／秒以上として４５０℃以下まで加速冷却（例えば、水冷）を行ない、その後５００〜７００℃の温度域で焼戻し処理を行なう。
（３）９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、Ａｒ₃変態点〜９００℃の温度範囲で圧延を終了した後、再びＡｃ₃変態点以上の温度まで加熱し、その後冷却速度を５℃／秒以上として４５０℃以下まで冷却を行なう。
（４）９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、Ａｒ₃変態点〜９００℃の温度範囲で圧延を終了した後、再びＡｃ₃変態点以上の温度まで加熱し、冷却速度を５℃／秒以上として４５０℃以下まで冷却を行ない、引き続き５００〜７００℃の温度域で焼戻し処理を行なう。
（５）９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、再結晶温度域で圧延を行なった後、冷却速度を１℃／秒以上として６００〜７００℃の温度域まで冷却を行ない、引き続きその温度で過冷オーステナイトの状態で圧下率３０％以上の圧延を行ない、その後再度加速冷却を行なう。

上記（１）〜（４）の方法において、冷却の停止温度については、ベイナイト組織が主体となる温度まで冷却する必要があるので、４５０℃以下とする。また加熱温度が９５０℃未満では、十分にオーステナイト状態とならない。しかし、加熱温度が１２５０℃を超えると、オースナイト粒が粗大化し、対応粒界の生成ができなくなる。圧延後再加熱する場合は、完全にオーステナイト状態にする必要があるので、Ａｃ₃変態点温度以上とする必要がある。尚、上記（５）の方法では、オーステナイトに低温で圧延を加えることによって、多くの変形帯を導入することができ、オースフォーム（加工熱処理）効果により核生成サイトが増加するので、組織を微細化し、疲労亀裂進展抑制効果を高めることができる。

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・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ものである。

［実施例１］
下記表２に示す化学成分組成の鋼（鋼種Ａ〜Ｒ）を用い、下記表３に示す製造条件にて鋼板を製造した。尚、表２には、本発明で規定するＰＭ値についても示した。尚、表２における鋼種Ａ〜Ｍは、本発明で規定する化学成分組成を満足するものであり、鋼種Ｎ〜Ｒは本発明で規定する要件（化学成分組成、ＰＭ値）のいずれかが外れたものである。

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（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ：ＹＳ／ＴＳ）］、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すると共に、Σ３対応粒界の割合、疲労亀裂進展速度等を下記の方法によって測定した。これらの結果を一括して、下記表４に示す。

［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。

［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：ＹＳ）、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％となる温度を近似して破面遷移温度（ｖＴｒｓ）として測定した。ｖＴｒｓが−２０℃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。

［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。

［Σ３対応粒界の割合］
ＥＢＳＰ法（Electoron Backscattering Pattern法）を採用して測定した。このとき用いたＳＥＭ−ＥＢＳＰオンライン結晶方位・粒界性格自動解析装置は、ＦＥ−ＳＥＭ、ＴＳＬ社製ＯＩＭハードウエア・ソフトウエアとＳＧＩ社製コンピュータで構成されるものである。このときの測定条件は、測定領域：２００μｍ×２００μｍ、測定ピッチ：０．５μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Confidence Index）が０．１よりも小さい測定点は解析対象から除外した。尚、実際の組織中において、完全に対応格子関係を持つ粒界は極めてまれであり、規則関係を乱さないような転位の導入から、若干のズレが生じていることが多い。Σ値算出による許容角度として、ＴＲＥＲＡＮＣＥ（許容範囲）＝Ｋ／Σ^-nで、Ｋ＝１５、ｎ＝０．５とした。

この条件では、結晶方位差が１５°未満の小角粒界は、Σ１として判定されるので、全測定点からΣ１を引いた数を大角粒界数と考え、そのうちでΣ３を示す割合を算出した。

［疲労亀裂進展速度］
ＡＳＴＭ Ｅ６４７に準拠し、コンパクト型試験片を用いて、疲労亀裂進展試験を実施することによって、疲労亀裂進展速度を求めた。この際、下記（10）式によって規定されるパリス則が成り立つ安定成長領域ΔＫ＝２０（ＭＰａ・√ｍ）での値を代表値として評価した。尚、疲労亀裂進展速度の評価、基準については、通常の鋼材が４〜６×１０^-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ（ΔＫ＝２０のとき）程度の進展速度であることから、３．５×１０^-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下を基準とした。
ｄａ／ｄｎ＝Ｃ（ΔＫ）^m…（10）
但し、ａ：亀裂長さ，ｎ：繰り返し数，Ｃ，ｍ：材料、荷重等の件で決まる定数を夫々示す。

表４の結果から次のように考察できる。ます試験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、十分な疲労亀裂進展抑制効果（進展速度で３．５×１０^-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下）が発揮されると共に、靭性、ＨＡＺ靭性のいずれも良好な値を示していることが分かる。

これに対して、試験Ｎｏ．１４〜１８のものでは、本発明で規定する要件のいずれかを欠くものであり、いずれも疲労進展抑制効果が発揮されていない。

試験Ｎｏ．１４のものでは、Ｃ含有量が過剰になっており（表２の鋼種Ｎ）、本発明で目標とする極低Ｃベイナイト組織が得られず、ＨＡＺ靭性が劣化している。また、試験Ｎｏ．１５のものでは、Ｃ含有量が更に過剰になっており（表２の鋼種Ｏ）、ＨＡＺ組織中のＭ−Ａ量が促進され、靭性が劣化しており、また疲労強度も劣化している。

試験Ｎｏ．１６のものでは、Ｍｎ含有量が過剰になっており（表２の鋼種Ｐ）、ＨＡＺ靭性が劣化している。また、試験Ｎｏ．１７のものでは、Ｃｒ含有量が過剰になっており（表２の鋼種Ｑ）、ＨＡＺ靭性が劣化している。更に、試験Ｎｏ．１８のものでは、Ｍｏ含有量が過剰になっており（表２の鋼種Ｒ）、ＨＡＺ靭性が劣化している。

表４の結果に基づき、ＰＭ値とｖＥ_-15の関係を図２に、Σ３対応粒界の割合と疲労亀裂進展速度の関係を図３に夫々示す。ＰＭ値を０．２７％未満とすることによって優れた靭性を発揮すると共に、Σ３対応粒界の割合を０．０６５以上とすることによって疲労亀裂進展速度が十分低くなっていることが分かる。

［実施例２］
前記表２に示した鋼種Ａを用い、入熱量を変える以外は実施例と同様にしてＨＡＺ再現試験を行なった。このときの入熱量：１〜２０ＫＪ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５に示すが、本発明の高張力鋼板（鋼種Ａ）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。

対応粒界を説明するための図である。 ＰＭ値とｖＥ_-15の関係を示すグラフである。 Σ３対応粒界の割合と疲労亀裂進展速度の関係を示すグラフである。

Claims (7)

1. 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％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃｒ：０．４〜２．０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００２０〜０．０１０％を夫々含有し、残部：鉄及び不可避不純物からなると共に、下記（１）式で規定されるＰＭ値が０．２７％未満を満足し、且つベイナイト相を９０面積％以上とする組織からなり、２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界のうち、Σ３対応粒界である割合が０．０６５以上であることを特徴とする疲労亀裂進展抑制および溶接熱影響部の靭性に優れた高降伏比高張力鋼板。
   ＰＭ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／３０＋［Ｃｒ］／２３＋［Ｍｏ］／５＋［Ｓｉ］／５
   ＋［Ｃｕ］／５０＋［Ｎｉ］／５０…（１）但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｓｉ］，［Ｃｕ］および［Ｎｉ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｓｉ，ＣｕおよびＮｉの含有量（質量％）を示す。
2. Ｍｏ：０．５％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。
3. Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：２．０％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。
4. Ｖ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高降伏比高張力鋼板。
5. Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高降伏比高張力鋼板。
6. Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の高降伏比高張力鋼板。
7. 希土類元素：０．０００３〜０．００３％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降伏比高張力鋼板。

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