JP4899885B2 - 靭性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた薄肉調質高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents
靭性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた薄肉調質高張力鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
本発明は、船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、ラインパイプおよび土木・建築等の分野の溶接構造物に好適な高張力鋼板およびその製造方法に係り、とくに脆性亀裂伝播停止特性の向上に関する。
大型の溶接構造物に使用される鋼材には、構造物の安全性確保という観点から高い靭性を保持することが要求され、鋼材の靭性確保に多大の努力が払われてきた。しかしながら、実際の溶接構造物においては、予想しない施工上の欠陥や、腐食、地震や衝突による変形などからの、脆性亀裂発生の可能性を完全に払拭することは不可能である。そのため、鋼材には、脆性亀裂が発生したときに、その亀裂の進展を停止する能力（脆性亀裂伝播停止特性）を具備することも要求されている。従来から、特に船舶、海洋構造物、ラインパイプなどの溶接構造物に使用される鋼材においては、脆性亀裂伝播停止特性は重要な材料特性として注目されてきた。線形破壊力学による考察からは、鋼板の脆性亀裂伝播停止靭性値（Kca）が4000〜6000Ｎ/mm3/2程度あれば、伝播してきた長大な脆性亀裂を停止できることが見積られている。また、実際の溶接構造物における脆性亀裂は、ある程度の塑性変形を受けた後に発生することが想定されるため、鋼材に予歪を与えた後にも優れた脆性亀裂裂伝播停止特性を保持することが要望されている。
このような要望に対し、例えば、特許文献１には、Ｃ：0.04〜0.12％、Mn：0.6〜1.30％、Ｎ：0.0010〜0.0050％、Ti：0.007〜0.015％を含み、かつＣeq：0.25〜0.35％になるようにSi、Ni、Cr、Cuの１種または２種以上を含有する鋼を930〜1200℃に加熱した後、Ar3変態点〜（Ar3変態点＋100℃）の間で30〜60％の圧延と、ついでAr3変態点〜Ar1変態点の間で50〜80％の圧延を行う、脆性破壊発生抵抗特性と脆性亀裂停止特性の優れた低温用鋼の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術によれば、（α＋γ）２相域圧延を行うことにより、（フェライト＋パーライト）組織の徹底した微細化が図れるとともに、加工フェライトによるセパレーションの効果によって脆性亀裂伝播抵抗が向上するとしている。しかしながら、特許文献１に記載された技術では、二相域圧延を行うため、低温での圧延が必須となる。このため、特許文献１に記載された技術では、生産能率が低下したり、鋼板の形状を平坦に保つことが難しいなどの問題や、フェライトを加工することに起因してシャルピー衝撃試験における吸収エネルギー値が極端に低下するなどの材質上の問題が残されている。
また、特許文献２には、鋼片もしくは鋼板を、表層から少なくとも板厚方向に0.1×ｔ0／ｔ以上の領域を急冷して、その後当該表層部がAc3変態点以下の温度から圧延を開始もしくは再開し、圧延終了温度を（Ac3−150）℃〜Ac3℃の範囲とし、圧延終了後好ましくは加速冷却する溶接構造用鋼板の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、表層から少なくとも0.1mm以上の範囲にわたり、平均円相当径で３μｍ以下のフェライト粒からなり、かつそのフェライト粒の同一結晶方位を有する集合組織のコロニーのアスペクト比が４以上の組織により構成される脆性破壊伝播停止特性の優れた溶接構造用鋼板が得られるとしている。しかし、特許文献２に記載された技術は、圧延中に加速冷却を行うことと、加速冷却停止後の復熱中に圧延を行うこととを組み合わせて、鋼板表層部のみを改質する技術であり、このため、必然的に板厚方向の材質の不均一が生じるとともに、鋼板間のばらつきを抑制し、安定した特性を維持するためには、非常に高い精度の温度制御が要求されるなど、大量生産にあたっては、さらに解決しなければならない課題が多数残されている。
また、特許文献３には、鋼素材を、950〜1350℃の温度に加熱し、ついで、1000〜900℃の温度域における累積圧下率15％以上、900〜725℃の温度域における累積圧下率75％以上、圧延終了温度850〜725℃の熱間圧延をする構造用鋼材の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術によれば、圧延面での（２１１）面Ｘ線強度比が、（１００）面Ｘ線強度比より大きく、かつ1.5以上の集合組織を有する鋼板が得られ、脆性亀裂伝播停止特性ならびに耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼板となるとしている。
また、特許文献４には、Ｃ：0.005〜0.03％、Si：0.05〜0.5％、Mn：1.3〜3.0％、Al：0.01〜0.08％、Ti：0.005〜0.05％、Nb：0.005〜0.060％、Ｂ：0.0015〜0.0040％を含有する鋼素材を、1000〜1300℃に加熱した後、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率：60％以上、圧延終了温度：700〜850℃とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、冷却速度：10℃/ｓ以上で冷却し、冷却停止温度を450℃以下とする引張強さ：700MPa以上の脆性亀裂伝播停止性能に優れた非調質高強度厚鋼板の製造方法が記載されている。特許文献４に記載された技術によれば、生産性の低下などの製造上の制約を受けることなく、脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板の製造が可能であるとしている。
特開昭55−148746号公報
特開平5−148542号公報
特開2002−241891号公報
特開2005−97694号公報
特許文献３、特許文献４に記載された技術は、圧延ままで、脆性亀裂伝播停止特性に優れたミクロ組織を得る非調質プロセスに関するものであり、厚肉材で極端に生産能率を低下させるような制御圧延を施すことなく、強度と靭性を両立させることが要求される場合や、薄肉材で強度と靭性を両立させ、さらに鋼板形状を良好に保つことなどが要求される場合に、これらの技術を適用することには問題を残していた。このような場合には未だに、焼入焼戻し処理などの調質プロセスが選択されているのが現状であった。しかし、従来の調質プロセスでは、脆性亀裂伝播停止特性を顕著に向上することはできないという問題があった。
本発明は、かかる従来技術の問題を有利に解決し、調質プロセスを適用して得られる、靭性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた薄肉高張力鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
なお、ここでいう「薄肉高張力鋼板」とは、降伏強さ：500MPa以上、引張強さ：700MPa以上を有する、板厚19mm以下の鋼板をいう。板厚下限の設定はとくに必要ないが、通常は６mm以上とすることが好ましい。また、「靭性に優れた」とは、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vTrsが−60℃以下である場合をいい、「脆性亀裂伝播停止特性に優れた」とは、WES 3003（日本溶接協会鋼種認定試験要領）の規定に準拠して求めた、脆性亀裂伝播停止靭性値Ｋcaが、−10℃で6000Ｎ/mm3/2以上を有する場合をいう。
なお、ここでいう「薄肉高張力鋼板」とは、降伏強さ：500MPa以上、引張強さ：700MPa以上を有する、板厚19mm以下の鋼板をいう。板厚下限の設定はとくに必要ないが、通常は６mm以上とすることが好ましい。また、「靭性に優れた」とは、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vTrsが−60℃以下である場合をいい、「脆性亀裂伝播停止特性に優れた」とは、WES 3003（日本溶接協会鋼種認定試験要領）の規定に準拠して求めた、脆性亀裂伝播停止靭性値Ｋcaが、−10℃で6000Ｎ/mm3/2以上を有する場合をいう。
本発明者らは、上記した課題を達成するために、脆性亀裂伝播停止特性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、脆性亀裂伝播停止特性を顕著に向上させるには、調質プロセスにおいても、（２１１）集合組織を利用することが肝要であることに想到した。そして、更なる研究により、熱処理後にも（２１１）集合組織を発達させるには、鋼板組成を適正な組成とするとともに、焼入れ焼戻等の調質熱処理前に（２１１）集合組織を発達させておくことであるという知見を得た。
（２１１）集合組織は、比較的低温の未再結晶γ域で圧延加工されて加工集合組織が発達したγ相から，ベイナイトやマルテンサイトなどγ相と強い方位関係を持つ変態相が生成する際に発達する。相変態を経て形成される集合組織であることから、変態集合組織とも呼ばれる。圧延によって（２１１）などの集合組織を発達させても、通常は、その後の熱処理時にα→γ逆変態によって生成するγ相では集合組織は消失してしまう。
本発明者らは、Ｃ：0.03mass％以下とし、さらに適正量のMn、Ｂ、およびMo、Nbの１種または２種を含有させた組成と、板厚の50％以上の領域において板面と平行な面での（２１１）面のＸ線回折強度比が1.8以上である集合組織を有する鋼板に、焼入れ焼戻等の熱処理を施すことにより初めて、靭性および脆性亀裂伝播停止特性が顕著に向上した、調質型高張力鋼板とすることができるという知見を得た。
本発明は、上記した知見に基づきさらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は、つぎのとおりである。
（１）mass％で、Ｃ：0.03％以下、Si：0.05〜0.60％、Mn:0.5〜2.0％、Al：0.005〜0.050％、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含有し、さらに、Mo：0.05〜1.0％、Nb：0.010〜0.050％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成と、旧γ粒のアスペクト比が2.0以下、かつ旧γ粒の平均粒径が25μｍ以下であり、かつ板厚の50％以上の領域において板面と平行な面での（２１１）面のＸ線回折強度比が1.5以上である組織を有することを特徴とする、降伏強さ：500MPa以上、引張強さ：700MPa以上を有し、靭性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた板厚６mm以上19mm以下の薄肉調質高張力鋼板。
（１）mass％で、Ｃ：0.03％以下、Si：0.05〜0.60％、Mn:0.5〜2.0％、Al：0.005〜0.050％、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含有し、さらに、Mo：0.05〜1.0％、Nb：0.010〜0.050％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成と、旧γ粒のアスペクト比が2.0以下、かつ旧γ粒の平均粒径が25μｍ以下であり、かつ板厚の50％以上の領域において板面と平行な面での（２１１）面のＸ線回折強度比が1.5以上である組織を有することを特徴とする、降伏強さ：500MPa以上、引張強さ：700MPa以上を有し、靭性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた板厚６mm以上19mm以下の薄肉調質高張力鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：0.05〜1.0％、Ni：0.05〜1.5％、Cr:0.05〜1.5％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする薄肉調質高張力鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ti：0.005〜0.050％、Ｖ：0.01〜0.10％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする薄肉調質高張力鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ti：0.005〜0.050％、Ｖ：0.01〜0.10％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする薄肉調質高張力鋼板。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.0010〜0.0050％、REM：0.0010〜0.030％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする薄肉調質高張力鋼板。
（５）mass％で、Ｃ：0.03％以下、Si：0.05〜0.60％、Mn:0.5〜2.0％、Al：0.005〜0.050％、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含み、さらに、Mo：0.05〜1.0％，Nb：0.010〜0.050％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有する鋼素材に、加熱して、950℃以下の未再結晶γ域における累積圧下率を50％以上、圧延仕上温度を850℃以下Ar3変態点以上とする熱間圧延を施して、板厚の50％以上の領域において板面と平行な面での（２１１）面のＸ線回折強度比が1.8以上である組織を有する薄肉鋼板とし、ついで、該薄肉鋼板に、再加熱焼入れと焼戻からなる熱処理を施し、旧γ粒のアスペクト比が2.0以下、かつ旧γ粒の平均粒径が25μｍ以下である調質処理後組織を得ることを特徴とする、降伏強さ：500MPa以上、引張強さ：700MPa以上を有し、靭性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた板厚６mm以上19mm以下の薄肉調質高張力鋼板の製造方法。
（６）（５）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：0.05〜1.0％、Ni：0.05〜1.5％、Cr：0.05〜1.5％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする薄肉調質高張力鋼板の製造方法。
（７）（５）または（６）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ti：0.005〜0.050％、Ｖ：0.01〜0.10％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする薄肉調質高張力鋼板の製造方法。
（７）（５）または（６）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ti：0.005〜0.050％、Ｖ：0.01〜0.10％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする薄肉調質高張力鋼板の製造方法。
（８）（５）ないし（７）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.0010〜0.0050％、REM：0.0010〜0.030％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする薄肉調質高張力鋼板の製造方法。
（９）（５）ないし（８）のいずれかにおいて、前記再加熱焼入れが、焼入加熱温度：Ac1変態点以上950℃以下に再加熱したのち、急冷する処理であり、前記焼戻が、焼戻温度：400℃以上Ac1変態点以下に加熱したのち冷却する処理であることを特徴とする薄肉調質高張力鋼板の製造方法。
（９）（５）ないし（８）のいずれかにおいて、前記再加熱焼入れが、焼入加熱温度：Ac1変態点以上950℃以下に再加熱したのち、急冷する処理であり、前記焼戻が、焼戻温度：400℃以上Ac1変態点以下に加熱したのち冷却する処理であることを特徴とする薄肉調質高張力鋼板の製造方法。
本発明によれば、調質処理プロセスを利用しても、脆性亀裂伝播停止特性に優れた薄肉高張力鋼板を、容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。本発明によれば、高強度と、高靭性、優れた脆性亀裂伝播停止特性とを、薄肉鋼板においても良好な鋼板形状を維持しつつ確保できるという効果もある。
本発明の薄肉高張力鋼板は、薄肉鋼板に再加熱焼入れと焼戻からなる熱処理を施して得られる。本発明では、使用する薄肉鋼板を、mass％で、少なくともＣ：0.03％以下を含有する組成を有し、さらに板厚の50％以上の領域において板面と平行な面での（２１１）面のＸ線回折強度比が1.8以上である集合組織を有する薄肉鋼板とする。なお、ここでいう「Ｘ線回折強度比」とは、当該鋼板でＸ線回折法を用いて測定した、特定面からのＸ線回折強度と、ランダム試料で測定した特定面からのＸ線回折強度と、の比をいう。
使用する薄肉鋼板が、Ｃを0.03mass％を超えて含有すると、鋼板中にセメンタイトが生成し、鋼板の再加熱時に、α→γ変態におけるγの主たる核生成サイトとなる。このため、生成するγとその周囲のαとは方位関係が弱くなり、熱処理前に形成した集合組織が熱処理後にほとんど残存しないことになる。一方、Ｃ含有量が0.03mass％以下の場合には、鋼板中に生成するセメンタイトは微量となるため、鋼板を再加熱した時のγ核生成サイトは、旧γ粒界等のα−α界面となる。この場合には、生成するγの結晶方位は母相αの方位に強く依存する。このため、熱処理前の集合組織が熱処理後にも残存することになる。このようなことから、本発明で使用する薄肉鋼板のＣ含有量は、0.03mass以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以上である。
本発明で使用する薄肉鋼板は、上記したＣに加えて、mass％で、Si：0.05〜0.60％、Mn：0.5〜2.0％、Al：0.005〜0.050％、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含有し、さらに、Mo：0.05〜1.0％、Nb：0.010〜0.050％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有する。
以下、Ｃ以外の、組成限定理由について説明する。なお、mass％は、単に％で記す。
以下、Ｃ以外の、組成限定理由について説明する。なお、mass％は、単に％で記す。
Si：0.05〜0.60％
Siは、固溶強化によって鋼の強度を上昇させる元素であり、所望の高強度を確保するために0.05％以上含有することが必要となる。一方、0.60％を超える含有は、溶接性を低下させるとともに、母材および溶接熱影響部靭性が低下する。このため、Siは0.05〜0.60％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.50％である。
Siは、固溶強化によって鋼の強度を上昇させる元素であり、所望の高強度を確保するために0.05％以上含有することが必要となる。一方、0.60％を超える含有は、溶接性を低下させるとともに、母材および溶接熱影響部靭性が低下する。このため、Siは0.05〜0.60％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.50％である。
Mn：0.5〜2.0％
Mnは、焼入れ性を向上させる元素であり、フェライトの生成を抑制し，ベイナイトやマルテンサイトの生成を促進することで強度を増加させる効果を有する。また、形成された集合組織は、拡散変態を経ることによって弱くなるため、熱処理時に拡散変態生成物であるフェライトの生成はできるだけ抑制する必要がある。このため、Mnは0.5％以上含有する必要がある。一方、2.0％を超える含有は、溶接性を低下させるとともに、母材および溶接熱影響部靭性が低下する。このため、Mnは0.5〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.50〜1.80％である。
Mnは、焼入れ性を向上させる元素であり、フェライトの生成を抑制し，ベイナイトやマルテンサイトの生成を促進することで強度を増加させる効果を有する。また、形成された集合組織は、拡散変態を経ることによって弱くなるため、熱処理時に拡散変態生成物であるフェライトの生成はできるだけ抑制する必要がある。このため、Mnは0.5％以上含有する必要がある。一方、2.0％を超える含有は、溶接性を低下させるとともに、母材および溶接熱影響部靭性が低下する。このため、Mnは0.5〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.50〜1.80％である。
Al：0.005〜0.10％
Alは、溶鋼の脱酸剤として作用する元素であり、十分な脱酸効果を確保するためには、0.005％以上含有することが必要となる。一方、0.10％を超える含有は、鋼の清浄度を低下させるとともに、母材および溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、Alは、0.005〜0.10％の範囲に限定した。
Alは、溶鋼の脱酸剤として作用する元素であり、十分な脱酸効果を確保するためには、0.005％以上含有することが必要となる。一方、0.10％を超える含有は、鋼の清浄度を低下させるとともに、母材および溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、Alは、0.005〜0.10％の範囲に限定した。
Ｂ：0.0003〜0.0050％
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、熱処理時に拡散変態生成物であるフェライトの生成を抑制するという効果を有する。本発明ではＣを0.03％以下に低減しているため、Ｃの低減による焼入れ性の低下を補い、熱処理時のフェライト生成を抑制して集合組織の発達を促進する目的で、Ｂは0.0003％以上含有することが必要となる。一方、0.0050％を超える含有は、母材または溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、Ｂは、0.0003〜0.0050％の範囲に限定した。
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、熱処理時に拡散変態生成物であるフェライトの生成を抑制するという効果を有する。本発明ではＣを0.03％以下に低減しているため、Ｃの低減による焼入れ性の低下を補い、熱処理時のフェライト生成を抑制して集合組織の発達を促進する目的で、Ｂは0.0003％以上含有することが必要となる。一方、0.0050％を超える含有は、母材または溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、Ｂは、0.0003〜0.0050％の範囲に限定した。
Mo：0.05〜1.0％、Nb：0.010〜0.050％のうちから選ばれた１種または２種
Mo、Nbはいずれも、γの再結晶を抑制し、未再結晶γ域圧延時のγ相の集合組織発達を促進する作用を有する元素であり、少なくとも１種含有することが好ましい。このような効果を得るためには、Mo：0.05％以上、Nb：0.010％以上、それぞれ含有することが望ましいが、Mo：1.0％、Nb：0.050％をそれぞれ超える含有は、炭窒化物の析出に伴い著しく硬化するため、母材および溶接熱影響部靭性が急激に低下する。このようなことから、Mo：0.05〜1.0％、Nb：0.010〜0.050％の範囲にそれぞれ限定した。
Mo、Nbはいずれも、γの再結晶を抑制し、未再結晶γ域圧延時のγ相の集合組織発達を促進する作用を有する元素であり、少なくとも１種含有することが好ましい。このような効果を得るためには、Mo：0.05％以上、Nb：0.010％以上、それぞれ含有することが望ましいが、Mo：1.0％、Nb：0.050％をそれぞれ超える含有は、炭窒化物の析出に伴い著しく硬化するため、母材および溶接熱影響部靭性が急激に低下する。このようなことから、Mo：0.05〜1.0％、Nb：0.010〜0.050％の範囲にそれぞれ限定した。
上記した成分が基本成分であるが、該基本成分に加えて、必要に応じてさらに、Cu：0.05〜1.0％、Ni：0.05〜1.5％、Cr:0.05〜1.5％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ti：0.005〜0.050％、Ｖ：0.01〜0.10％のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Ca：0.0010〜0.0050％、REM：0.0010〜0.030％のうちから選ばれた１種または２種を選択して含有することができる。
Cu：0.05〜1.0％、Ni：0.05〜1.5％、Cr：0.05〜1.5％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Crはいずれも、焼入性向上に寄与する元素であり、熱処理時のフェライト生成を抑制して集合組織発達を促進するために、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、Cu：0.05％以上、Ni：0.05％以上、Cr：0.05％以上をそれぞれ含有することが好ましい。一方、Cu：1.0％、Ni：1.5％、Cr：1.5％を、それぞれ超える含有は、製造コストの高騰を招くうえ、母材および溶接熱影響部靭性の低下等の悪影響を招く。このため、含有する場合は、Cu：0.05〜1.0％、Ni：0.05〜1.5％、Cr：0.05〜1.5％の範囲に限定することが好ましい。
Cu、Ni、Crはいずれも、焼入性向上に寄与する元素であり、熱処理時のフェライト生成を抑制して集合組織発達を促進するために、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、Cu：0.05％以上、Ni：0.05％以上、Cr：0.05％以上をそれぞれ含有することが好ましい。一方、Cu：1.0％、Ni：1.5％、Cr：1.5％を、それぞれ超える含有は、製造コストの高騰を招くうえ、母材および溶接熱影響部靭性の低下等の悪影響を招く。このため、含有する場合は、Cu：0.05〜1.0％、Ni：0.05〜1.5％、Cr：0.05〜1.5％の範囲に限定することが好ましい。
Ti：0.005〜0.050％、Ｖ：0.01〜0.10％のうちから選ばれた１種または２種
Ti、Ｖはいずれも、炭窒化物を形成し、析出強化により鋼板強度を増加させる作用を有する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果は、Ti：0.005％以上、Ｖ：0.01％以上、それぞれの含有で顕著となるが、Ti：0.050％、Ｖ：0.10％を、それぞれ超える含有は、溶接性、靭性を低下させる。このため、含有する場合は、Ti：0.005〜0.050％、Ｖ：0.01〜0.10％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。
Ti、Ｖはいずれも、炭窒化物を形成し、析出強化により鋼板強度を増加させる作用を有する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果は、Ti：0.005％以上、Ｖ：0.01％以上、それぞれの含有で顕著となるが、Ti：0.050％、Ｖ：0.10％を、それぞれ超える含有は、溶接性、靭性を低下させる。このため、含有する場合は、Ti：0.005〜0.050％、Ｖ：0.01〜0.10％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。
Ca：0.0010〜0.0050％、REM：0.0010〜0.030％のうちから選ばれた１種または２種
Ca、REMはいずれも、介在物の形態を制御する作用を有する元素であり、必要に応じて、選択して含有できる。このような効果を得るためには、Ca：0.0010％以上、REM：0.0010％以上それぞれ含有することが望ましいが、Ca：0.0050％、REM：0.030％をそれぞれ超える含有は、介在物量が増加し、清浄度が低下する。このため、Ca：0.0010〜0.0050％、REM：0.0010〜0.030％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。
Ca、REMはいずれも、介在物の形態を制御する作用を有する元素であり、必要に応じて、選択して含有できる。このような効果を得るためには、Ca：0.0010％以上、REM：0.0010％以上それぞれ含有することが望ましいが、Ca：0.0050％、REM：0.030％をそれぞれ超える含有は、介在物量が増加し、清浄度が低下する。このため、Ca：0.0010〜0.0050％、REM：0.0010〜0.030％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避不純物である。なお、不可避不純物としては、Ｏ：0.0050％以下、Ｎ：0.0100％以下が許容できる。
また、使用する薄肉鋼板の（２１１）面のＸ線回折強度比が1.8未満では、再加熱焼入れおよび焼戻からなる熱処理を施したのちの鋼板の、（２１１）面のＸ線回折強度比が1.5未満となり、所望の脆性亀裂伝播停止特性を保持することができなくなる。また、（２１１）面のＸ線回折強度比が1.8以上である領域が、板厚の50％未満では、脆性亀裂伝播停止特性が低下する。
また、使用する薄肉鋼板の（２１１）面のＸ線回折強度比が1.8未満では、再加熱焼入れおよび焼戻からなる熱処理を施したのちの鋼板の、（２１１）面のＸ線回折強度比が1.5未満となり、所望の脆性亀裂伝播停止特性を保持することができなくなる。また、（２１１）面のＸ線回折強度比が1.8以上である領域が、板厚の50％未満では、脆性亀裂伝播停止特性が低下する。
上記した集合組織を有する薄肉鋼板の好ましい製造方法はつぎのとおりである。
Ｃ：0.03mass％以下を含有する上記した組成を有する鋼素材を用いる。鋼素材の製造方法はとくに限定されないが、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製したのち、連続鋳造方法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましいが、これに限定されないことは言うまでもない。
Ｃ：0.03mass％以下を含有する上記した組成を有する鋼素材を用いる。鋼素材の製造方法はとくに限定されないが、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製したのち、連続鋳造方法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましいが、これに限定されないことは言うまでもない。
上記した組成を有する鋼素材を加熱したのち、該鋼素材に、好ましくは、950℃以下の未再結晶γ域での累積圧下率が50％以上、圧延仕上温度が850℃以下のγ域、すなわち850℃以下Ar3変態点以上とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、冷却して薄肉鋼板とする。
熱間圧延における未再結晶γ域での累積圧下率が50％未満であるか、あるいは圧延仕上温度が850℃を超えて高温となると、γの圧延集合組織の形成が不十分となり、得られる薄肉鋼板において、板厚の50％以上の領域で板面と平行な面での（２１１）面のＸ線回折強度比が1.8以上となる集合組織を確保できなくなる。より低いγ温度域でより大きな圧下率の圧延を施すことにより、γ相の圧延集合組織の発達はより促進され、その結果、薄肉鋼板で、（２１１）面のＸ線回折強度比が高い、所望の集合組織を確保できる。なお、圧延仕上温度がAr3変態点未満となり、αが加工されると、所望の集合組織が形成されなくなる。
熱間圧延における未再結晶γ域での累積圧下率が50％未満であるか、あるいは圧延仕上温度が850℃を超えて高温となると、γの圧延集合組織の形成が不十分となり、得られる薄肉鋼板において、板厚の50％以上の領域で板面と平行な面での（２１１）面のＸ線回折強度比が1.8以上となる集合組織を確保できなくなる。より低いγ温度域でより大きな圧下率の圧延を施すことにより、γ相の圧延集合組織の発達はより促進され、その結果、薄肉鋼板で、（２１１）面のＸ線回折強度比が高い、所望の集合組織を確保できる。なお、圧延仕上温度がAr3変態点未満となり、αが加工されると、所望の集合組織が形成されなくなる。
また、熱間圧延終了後の冷却は、とくに限定する必要はないが、空冷あるいはそれ以上の冷却速度の加速冷却とすることが好ましい。加速冷却を施すことにより、（２１１）集合組織が、より顕著になる。加速冷却における冷却速度は、平均冷却速度で１℃／ｓ以上とすることが好ましい。
本発明では、上記した組成を有し、かつ上記した集合組織を有する薄肉鋼板にさらに、焼入加熱温度：Ac1変態点以上950℃以下に再加熱したのち、急冷する、再加熱焼入れと、焼戻温度：400℃以上Ac1変態点以下に加熱したのち冷却する、焼戻からなる熱処理（調質プロセス）を施す。
本発明では、上記した組成を有し、かつ上記した集合組織を有する薄肉鋼板にさらに、焼入加熱温度：Ac1変態点以上950℃以下に再加熱したのち、急冷する、再加熱焼入れと、焼戻温度：400℃以上Ac1変態点以下に加熱したのち冷却する、焼戻からなる熱処理（調質プロセス）を施す。
再加熱焼入れの焼入れ加熱温度が、Ac1変態点未満では、焼入の効果が全く期待できず、所望の強度靭性を確保できない。一方、950℃を超えて高温となると、γ粒が粗大化して、靭性が低下する。また、焼戻の加熱温度は、目的の強度・靭性等所望の特性に応じて、Ac1変態点以下で、400℃以上の適正な温度を選択することが好ましい。
上記した製造方法を用いて得られた、本発明の薄肉高張力鋼板は、上記した少なくともＣ：0.03mass％を含有する組成を有し、かつ旧γ粒のアスペクト比が2.0以下、かつ旧γ粒の平均粒径が25μｍ以下であり、かつ板厚の50％以上の領域において板面と平行な面での（２１１）面のＸ線回折強度比が1.5以上である組織を有する。
上記した製造方法を用いて得られた、本発明の薄肉高張力鋼板は、上記した少なくともＣ：0.03mass％を含有する組成を有し、かつ旧γ粒のアスペクト比が2.0以下、かつ旧γ粒の平均粒径が25μｍ以下であり、かつ板厚の50％以上の領域において板面と平行な面での（２１１）面のＸ線回折強度比が1.5以上である組織を有する。
旧γ粒のアスペクト比が2.0超えて大きくなり、あるいは旧γ粒の平均粒径が25μｍを超えて大きくなると、母材靭性の低下傾向が著しくなるとともに、特性の異方性が大きくなる。このため、旧γ粒のアスペクト比を2.0以下、かつ旧γ粒の平均粒径を25μｍ以下に限定した。なお、旧γ粒のアスペクト比は、旧γ粒の圧延方向の長さとそれに直交する板厚方向の長さとの比をいう。また、旧γ粒の平均粒径は、腐食液（例えば、ピクリン酸飽和水溶液）で旧γ粒界を現出し、画像処理により、各旧γ粒の面積を測定し、その面積から公称粒径（面積の1/2乗）を算出し、各公称粒径を算術平均し、その値を該鋼板の旧γ粒平均粒径とした。
また、薄肉高張力鋼板の（２１１）面のＸ線回折強度比が1.5未満では、所望の脆性亀裂伝播停止特性を確保できなくなる。また、（２１１）面のＸ線回折強度比が1.5以上となる領域が板厚の50％未満では、所望の脆性亀裂伝播停止特性および優れた靭性を確保できない。
表１に示す組成のスラブ（鋼素材：肉厚300mm）に、表２に示す条件で熱間圧延を施し、表２示す板厚の薄肉鋼板とした。得られた薄肉鋼板について集合組織を測定した。
ついでこれら薄肉鋼板に、表２に示す条件で、再加熱焼入とそれに続く焼戻とからなる熱処理（調質処理）を施し、薄肉高張力鋼板とした。
得られた薄肉高張力鋼板について、組織、引張特性、靭性、脆性亀裂伝播停止特性を調査した。調査方法は下記のとおりとした。
ついでこれら薄肉鋼板に、表２に示す条件で、再加熱焼入とそれに続く焼戻とからなる熱処理（調質処理）を施し、薄肉高張力鋼板とした。
得られた薄肉高張力鋼板について、組織、引張特性、靭性、脆性亀裂伝播停止特性を調査した。調査方法は下記のとおりとした。
（１）組織
（イ）集合組織
圧延まま鋼板（薄肉鋼板）および調質処理済み鋼板（薄肉高張力鋼板）から、板面に平行な面を測定面とし、板厚方向各位置（表面下２mm、1/4t位置、1/2t位置、3/4t位置、裏面下２mmの５位置）から試験片を採取し、該試験片についてＸ線回折法を用いて、（２１１）面のＸ線回折強度を測定した。また、ランダム試験片を用いて同様の測定を行い、各試験片の（２１１）面のＸ線回折強度と、ランダム試験片の（２１１）面のＸ線回折強度との比、（２１１）面Ｘ線回折強度比を算出した。（２１１）面Ｘ線回折強度比が1.5以上（調質処理済み鋼板）または1.8以上（圧延まま鋼板）となる位置が板厚方向各位置で３箇所以上ある場合を、板厚の50％以上の領域で（２１１）面Ｘ線回折強度比が1.5以上（調質処理済み鋼板）または1.8以上（圧延まま鋼板）であるとし、（２１１）集合組織の形成度合を○とし、それ以外は×として、評価した。
（イ）集合組織
圧延まま鋼板（薄肉鋼板）および調質処理済み鋼板（薄肉高張力鋼板）から、板面に平行な面を測定面とし、板厚方向各位置（表面下２mm、1/4t位置、1/2t位置、3/4t位置、裏面下２mmの５位置）から試験片を採取し、該試験片についてＸ線回折法を用いて、（２１１）面のＸ線回折強度を測定した。また、ランダム試験片を用いて同様の測定を行い、各試験片の（２１１）面のＸ線回折強度と、ランダム試験片の（２１１）面のＸ線回折強度との比、（２１１）面Ｘ線回折強度比を算出した。（２１１）面Ｘ線回折強度比が1.5以上（調質処理済み鋼板）または1.8以上（圧延まま鋼板）となる位置が板厚方向各位置で３箇所以上ある場合を、板厚の50％以上の領域で（２１１）面Ｘ線回折強度比が1.5以上（調質処理済み鋼板）または1.8以上（圧延まま鋼板）であるとし、（２１１）集合組織の形成度合を○とし、それ以外は×として、評価した。
（ロ）旧γ粒のアスペクト比、平均粒径
調質処理済み鋼板（薄肉高張力鋼板）から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を研磨し、腐食液（例えば、ピクリン酸飽和水溶液）で旧γ粒界を現出し、画像処理により、各旧γ粒の面積を測定し、その面積から公称粒径（面積の1/2乗）を算出し、得られた公称粒径を算術平均し、その値を該鋼板の旧γ粒平均粒径とした。また、各旧γ粒の大きさを、圧延方向および板厚方向でそれぞれ測定し、それらの比、圧延方向長さ／板厚方向長さ、を算出し、各粒のアスペクト比とし、それらの平均値を求め、各鋼板の旧γ粒のアスペクト比とした。
調質処理済み鋼板（薄肉高張力鋼板）から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を研磨し、腐食液（例えば、ピクリン酸飽和水溶液）で旧γ粒界を現出し、画像処理により、各旧γ粒の面積を測定し、その面積から公称粒径（面積の1/2乗）を算出し、得られた公称粒径を算術平均し、その値を該鋼板の旧γ粒平均粒径とした。また、各旧γ粒の大きさを、圧延方向および板厚方向でそれぞれ測定し、それらの比、圧延方向長さ／板厚方向長さ、を算出し、各粒のアスペクト比とし、それらの平均値を求め、各鋼板の旧γ粒のアスペクト比とした。
（２）引張特性
調質処理済み鋼板（薄肉高張力鋼板）から、引張方向が長手方向となるようにJIS１号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS）を求めた。
（３）靭性
調質処理済み鋼板（薄肉高張力鋼板）から、試験片の長手方向が圧延方向となるように、板厚中央部からＶノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrsを求めた。
調質処理済み鋼板（薄肉高張力鋼板）から、引張方向が長手方向となるようにJIS１号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS）を求めた。
（３）靭性
調質処理済み鋼板（薄肉高張力鋼板）から、試験片の長手方向が圧延方向となるように、板厚中央部からＶノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrsを求めた。
（４）脆性亀裂伝播停止特性
調質処理済み鋼板（薄肉高張力鋼板）から全厚試験片（大きさ：ｔ（板厚）×500×500mm）を採取し、WES 3003（日本溶接協会鋼種認定試験方法）の規定に準拠して、ESSO試験を実施し、−10℃における脆性亀裂伝播停止靭性値Kcaを求めた。なお、ESSO試験は、全厚試験片に10％の塑性変形を付与した後についても行った。
調質処理済み鋼板（薄肉高張力鋼板）から全厚試験片（大きさ：ｔ（板厚）×500×500mm）を採取し、WES 3003（日本溶接協会鋼種認定試験方法）の規定に準拠して、ESSO試験を実施し、−10℃における脆性亀裂伝播停止靭性値Kcaを求めた。なお、ESSO試験は、全厚試験片に10％の塑性変形を付与した後についても行った。
得られた結果を表３に示す。
一方、本発明範囲を外れる比較例は、脆性亀裂伝播停止特性が低下しているか、靭性および脆性亀裂伝播停止特性が低下している。
Claims (9)
- mass％で、
Ｃ：0.03％以下、 Si：0.05〜0.60％
Mn：0.5〜2.0％、 Al：0.005〜0.050％
Ｂ：0.0003〜0.0050％
を含有し、さらに、Mo：0.05〜1.0％，Nb：0.010〜0.050％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成と、旧γ粒のアスペクト比が2.0以下、かつ旧γ粒の平均粒径が25μｍ以下であり、かつ板厚の50％以上の領域において板面と平行な面での（２１１）面のＸ線回折強度比が1.5以上である組織を有することを特徴とする、降伏強さ：500MPa以上、引張強さ：700MPa以上を有し、靭性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた板厚６mm以上19mm以下の薄肉調質高張力鋼板。 - 前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：0.05〜1.0％、Ni：0.05〜1.5％、Cr：0.05〜1.5％のうちから選ばれた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に記載の薄肉調質高張力鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、mass％で、Ti：0.005〜0.050％、Ｖ：0.01〜0.10％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の薄肉調質高張力鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.0010〜0.0050％、REM：0.0010〜0.030％のうちから選ばれた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のいずれかに記載の薄肉調質高張力鋼板。
- mass％で、
Ｃ：0.03％以下、 Si：0.05〜0.60％、
Mn：0.5〜2.0％、 Al：0.005〜0.050％、
Ｂ：0.0003〜0.0050％
を含み、さらに、Mo：0.05〜1.0％、Nb：0.010〜0.050％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有する鋼素材に、加熱して、950℃以下の未再結晶γ域における累積圧下率を50％以上、圧延仕上温度を850℃以下Ar3変態点以上とする熱間圧延を施して、板厚の50％以上の領域において板面と平行な面での（２１１）面のＸ線回折強度比が1.8以上である組織を有する薄肉鋼板とし、ついで、該薄肉鋼板に、再加熱焼入れと焼戻からなる熱処理を施し、旧γ粒のアスペクト比が2.0以下、かつ旧γ粒の平均粒径が25μｍ以下である調質処理後組織を得ることを特徴とする、降伏強さ：500MPa以上、引張強さ：700MPa以上を有し、靭性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた板厚６mm以上19mm以下の薄肉調質高張力鋼板の製造方法。 - 前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：0.05〜1.0％、Ni：0.05〜1.5％、Cr：0.05〜1.5％のうちから選ばれた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５に記載の薄肉調質高張力鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、mass％で、Ti：0.005〜0.050％、Ｖ：0.01〜0.10％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項５または６に記載の薄肉調質高張力鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.0010〜0.0050％、REM：0.0010〜0.030％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項５ないし７のいずれかに記載の薄肉調質高張力鋼板の製造方法。
- 前記再加熱焼入れが、焼入加熱温度：Ac1変態点以上950℃以下に再加熱したのち、急冷する処理であり、前記焼戻が、焼戻温度：400℃以上Ac1変態点以下に加熱したのち冷却する処理であることを特徴とする請求項５ないし８のいずれかに記載の薄肉調質高張力鋼板の製造方法。
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