JP5277672B2 - 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板ならびにその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板ならびにその製造方法Info
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法に関し、引張強さが６００ＭＰａ以上、特に引張強さが９００ＭＰａ以上において耐遅れ破壊特性に優れるものに関する。
近年、建設産業機械・タンク・ペンストック・ラインパイプ等の鋼材使用分野では、構造物の大型化を背景として、使用する鋼材の高強度化が指向されると共に、鋼材使用環境の苛酷化が進んでいる。
しかし、このような鋼材の高強度化および使用環境の苛酷化は、一般的に鋼材の遅れ破壊感受性を高めることが知られており、例えば高力ボルトの分野ではＪＩＳ Ｂ １１８６にてＦ１１Ｔ級ボルト（引張強さ１１００〜１３００Ｎ／ｍｍ２）についてはなるべく使用しないとの記載がなされている等、高強度鋼材の使用は限定的である。
このため、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４、特許文献５等で、成分の適正化、粒界強化、結晶粒の微細化、水素トラップサイトの活用、組織形態制御、炭化物の微細分散化等の様々な技術を利用する、耐遅れ破壊特性に優れた鋼板の製造方法が提案されてきた。
特開平３−２４３７４５号公報
特開２００３−７３７３７号公報
特開２００３−２３９０４１号公報
特開２００３−２５３３７６号公報
特開２００３−３２１７４３号公報
しかしながら、上記特許文献１〜５等に記載されている方法によっても、強度レベルが高くなると、厳しい腐食環境下で使用される場合に要求されるレベルの耐遅れ破壊特性を得ることは困難であり、特に引張強さが９００ＭＰａ以上の高いレベルで、より耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法が求められていた。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、引張強さが６００ＭＰａ以上、特に９００ＭＰａ以上において、従来の鋼材より耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法を提供することを目的とする。
遅れ破壊は、室温で鋼中を拡散可能ないわゆる拡散性水素が応力集中部に集積し、その量が材料の限界値に到達すると発生するとされており、その限界値は、材料強度や組織等によって決定される。
高強度鋼の遅れ破壊は、一般的には、ＭｎＳ等の非金属介在物などを起点として、旧オーステナイト粒界等に沿って破壊することが多い。
このため、耐遅れ破壊特性を向上させる一つの指針として、ＭｎＳ等の非金属介在物量を減らすことや旧オーステナイト粒界の強度を上昇させることが挙げられる。
本発明者らは、上記の観点で鋼材の耐遅れ破壊特性を向上させるために鋭意研究を重ねた結果、特に不純物元素であるＰおよびＳの含有量の低下および未再結晶域における圧延加工による結晶粒の展伸および変形帯の導入、焼戻し時の昇温速度の高速化によって、非金属介在物であるＭｎＳの生成量が低下し、更に、旧オーステナイト粒界に偏析する不純物元素であるＰの粒界の被覆密度の低下あるいは、さらにラス界面に析出するセメンタイト量の低下により旧オーステナイト粒界の強度低下が抑制され、従来材よりも優れた耐遅れ破壊特性を有する高張力鋼材が得られることを見出した。
本発明は、以上に示した知見に基づき、更に検討を加えてなされたものであって、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値が板厚方向全体に亘って、３以上であり、かつ、ラスの界面におけるセメンタイト被覆率が５０％以下であることを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板。
２．更に、鋼組成が、質量％で、Ｍｏ：１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｗ：２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板。
３．更に、鋼組成が、質量％で、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする１または２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板。
４． 更に、鋼材に水素を含有させてから、亜鉛めっきによって鋼中水素を封入し、その後、歪速度が１×１０-３／秒以下の低歪速度引張試験を行い、下記式にて求める耐遅れ破壊安全度指数が８０％以上であることを特徴とする、１乃至３のいずれか一つに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板。
１．質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値が板厚方向全体に亘って、３以上であり、かつ、ラスの界面におけるセメンタイト被覆率が５０％以下であることを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板。
２．更に、鋼組成が、質量％で、Ｍｏ：１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｗ：２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板。
３．更に、鋼組成が、質量％で、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする１または２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板。
４． 更に、鋼材に水素を含有させてから、亜鉛めっきによって鋼中水素を封入し、その後、歪速度が１×１０-３／秒以下の低歪速度引張試験を行い、下記式にて求める耐遅れ破壊安全度指数が８０％以上であることを特徴とする、１乃至３のいずれか一つに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板。
記
耐遅れ破壊安全度指数（％）＝１００×（Ｘ１／Ｘ０）
ここで、Ｘ０：実質的に拡散性水素を含まない試験片の絞り
Ｘ１：拡散性水素を含む試験片の絞り
５．１乃至３のいずれか一つに記載の組成を有する鋼を鋳造後、Ａｒ３変態点以下に冷却することなく、あるいはＡｃ３変態点以上に再加熱後、熱間圧延を開始し、未再結晶域における圧下率が３０％以上の圧延を含む熱間圧延によって所定の板厚とし、引続きＡｒ３変態点以上から冷却速度１℃／ｓ以上で３５０℃以下の温度まで冷却した後、圧延機および冷却装置と同一の製造ライン上に設置された加熱装置を用いて、３７０℃からＡｃ１変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として、板厚中心部の最高到達温度を４００℃以上に焼戻すことを特徴とする４に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板の製造方法。
６．１乃至３のいずれか一つに記載の組成を有する鋼を鋳造後、Ａｒ３変態点以下に冷却することなく、あるいはＡｃ３変態点以上に再加熱後、熱間圧延を開始し、未再結晶域における圧下率が３０％以上の圧延を含む熱間圧延によって所定の板厚とし、引続きＡｒ３変態点以上から冷却速度１℃／ｓ以上で３５０℃以下の温度まで冷却した後、圧延機および冷却装置と同一の製造ライン上に設置された加熱装置を用いて、焼戻し開始温度から３７０℃までの板厚中心部の平均昇温速度を２℃／ｓ以上で、かつ３７０℃からＡｃ１変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として、板厚中心部の最高到達温度を４００℃以上に焼戻すことを特徴とする、４に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板の製造方法。
耐遅れ破壊安全度指数（％）＝１００×（Ｘ１／Ｘ０）
ここで、Ｘ０：実質的に拡散性水素を含まない試験片の絞り
Ｘ１：拡散性水素を含む試験片の絞り
５．１乃至３のいずれか一つに記載の組成を有する鋼を鋳造後、Ａｒ３変態点以下に冷却することなく、あるいはＡｃ３変態点以上に再加熱後、熱間圧延を開始し、未再結晶域における圧下率が３０％以上の圧延を含む熱間圧延によって所定の板厚とし、引続きＡｒ３変態点以上から冷却速度１℃／ｓ以上で３５０℃以下の温度まで冷却した後、圧延機および冷却装置と同一の製造ライン上に設置された加熱装置を用いて、３７０℃からＡｃ１変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として、板厚中心部の最高到達温度を４００℃以上に焼戻すことを特徴とする４に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板の製造方法。
６．１乃至３のいずれか一つに記載の組成を有する鋼を鋳造後、Ａｒ３変態点以下に冷却することなく、あるいはＡｃ３変態点以上に再加熱後、熱間圧延を開始し、未再結晶域における圧下率が３０％以上の圧延を含む熱間圧延によって所定の板厚とし、引続きＡｒ３変態点以上から冷却速度１℃／ｓ以上で３５０℃以下の温度まで冷却した後、圧延機および冷却装置と同一の製造ライン上に設置された加熱装置を用いて、焼戻し開始温度から３７０℃までの板厚中心部の平均昇温速度を２℃／ｓ以上で、かつ３７０℃からＡｃ１変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として、板厚中心部の最高到達温度を４００℃以上に焼戻すことを特徴とする、４に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板の製造方法。
本発明によれば、引張強さが６００ＭＰａ以上、特に９００ＭＰａ以上において、耐遅れ破壊特性に極めて優れた高張力鋼材の製造が可能となり、産業上極めて有用である。
［成分組成］
本発明における成分の限定理由について述べる。化学成分組成を示す％は、何れも質量％である。
本発明における成分の限定理由について述べる。化学成分組成を示す％は、何れも質量％である。
Ｃ：０．０２〜０．２５％
Ｃは、強度を確保するために含有するが、０．０２％未満ではその効果が不十分であり、一方、０．２５％を超えると母材および溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃ含有量を０．０２〜０．２５％に限定する。さらに好ましくは、０．０５〜０．２０％である。
Ｃは、強度を確保するために含有するが、０．０２％未満ではその効果が不十分であり、一方、０．２５％を超えると母材および溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃ含有量を０．０２〜０．２５％に限定する。さらに好ましくは、０．０５〜０．２０％である。
Ｓｉ：０．０１〜０．８％
Ｓｉは、製鋼段階の脱酸材および強度向上元素として含有するが、０．０１％未満ではその効果が不十分であり、一方、０．８％を超えると粒界が脆化し、遅れ破壊の発生を促進する。従って、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．８％に限定する。さらに好ましくは、０．１〜０．５％である。
Ｓｉは、製鋼段階の脱酸材および強度向上元素として含有するが、０．０１％未満ではその効果が不十分であり、一方、０．８％を超えると粒界が脆化し、遅れ破壊の発生を促進する。従って、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．８％に限定する。さらに好ましくは、０．１〜０．５％である。
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、強度を確保し、かつ焼戻しに際して、セメンタイト中に濃縮することによって、置換型原子であるＭｎの拡散がセメンタイトの成長を律速し、セメンタイトの粗大化が抑制されるために含有するが、０．５％未満ではその効果が不十分であり、一方、２．０％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｍｎ含有量を０．５〜２．０％に限定する。さらに好ましくは、０．７〜１．８％である。
Ｍｎは、強度を確保し、かつ焼戻しに際して、セメンタイト中に濃縮することによって、置換型原子であるＭｎの拡散がセメンタイトの成長を律速し、セメンタイトの粗大化が抑制されるために含有するが、０．５％未満ではその効果が不十分であり、一方、２．０％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が著しく劣化する。従って、Ｍｎ含有量を０．５〜２．０％に限定する。さらに好ましくは、０．７〜１．８％である。
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸材として添加すると同時に、結晶粒径の微細化にも効果があるが、０．００５％未満の場合にはその効果が十分でなく、一方、０．１％を超えて含有すると、鋼板の表面疵が発生し易くなる。従って、Ａｌ含有量を０．００５〜０．１％に限定する。さらに好ましくは、０．０１〜０．０５％である。
Ａｌは、脱酸材として添加すると同時に、結晶粒径の微細化にも効果があるが、０．００５％未満の場合にはその効果が十分でなく、一方、０．１％を超えて含有すると、鋼板の表面疵が発生し易くなる。従って、Ａｌ含有量を０．００５〜０．１％に限定する。さらに好ましくは、０．０１〜０．０５％である。
Ｎ：０．０００５〜０．００８％
Ｎは、Ｔｉなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有するために添加する。０．０００５％未満の添加では組織の微細化効果が充分にもたらされず、一方、０．００８％を超える添加は固溶Ｎ量が増加するために母材および溶接熱影響部の靭性を損なう。従って、Ｎ含有量を０．０００５〜０．００８％に限定する。さらに好ましくは０．００１〜０．００５％である。
Ｎは、Ｔｉなどと窒化物を形成することによって組織を微細化し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有するために添加する。０．０００５％未満の添加では組織の微細化効果が充分にもたらされず、一方、０．００８％を超える添加は固溶Ｎ量が増加するために母材および溶接熱影響部の靭性を損なう。従って、Ｎ含有量を０．０００５〜０．００８％に限定する。さらに好ましくは０．００１〜０．００５％である。
Ｐ：０．０２％以下
不純物元素であるＰは、焼戻し処理時に旧オーステナイト粒界等の結晶粒界に偏析しやすく、０．０２％を超えると隣接結晶粒の接合強度を低下させ、低温靭性や耐遅れ破壊特性を劣化させる。従って、Ｐ含有量を０．０２％以下に限定する。さらに好ましくは、０．０１５％以下である。
不純物元素であるＰは、焼戻し処理時に旧オーステナイト粒界等の結晶粒界に偏析しやすく、０．０２％を超えると隣接結晶粒の接合強度を低下させ、低温靭性や耐遅れ破壊特性を劣化させる。従って、Ｐ含有量を０．０２％以下に限定する。さらに好ましくは、０．０１５％以下である。
Ｓ：０．００３％以下
不純物元素であるＳは、非金属介在物であるＭｎＳを生成しやすく、０．００３％を超えると、介在物の量が多くなりすぎて延性破壊の強度が低下し、低温靭性や耐遅れ破壊特性を劣化させる。従って、Ｓ含有量を０．００３％以下に限定する。さらに好ましくは、０．００２％以下である。
不純物元素であるＳは、非金属介在物であるＭｎＳを生成しやすく、０．００３％を超えると、介在物の量が多くなりすぎて延性破壊の強度が低下し、低温靭性や耐遅れ破壊特性を劣化させる。従って、Ｓ含有量を０．００３％以下に限定する。さらに好ましくは、０．００２％以下である。
本発明では、所望する特性に応じて更に以下の成分を含有することができる。
Ｍｏ：１％以下
Ｍｏは、焼入れ性および強度を向上する作用を有すると同時に、炭化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。その効果を得るために０．０５％以上添加することが好ましい。しかし、１％を超える添加は経済性が劣る。従って、Ｍｏを添加する場合には、その含有量を１％以下に限定する。さらに好ましくは、０．８％以下である。ただし、Ｍｏは焼戻し軟化抵抗を大きくする作用を有し、強度を９００ＭＰａ以上確保するために０．２％以上添加することが好ましい。
Ｍｏは、焼入れ性および強度を向上する作用を有すると同時に、炭化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。その効果を得るために０．０５％以上添加することが好ましい。しかし、１％を超える添加は経済性が劣る。従って、Ｍｏを添加する場合には、その含有量を１％以下に限定する。さらに好ましくは、０．８％以下である。ただし、Ｍｏは焼戻し軟化抵抗を大きくする作用を有し、強度を９００ＭＰａ以上確保するために０．２％以上添加することが好ましい。
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、マイクロアロイング元素として強度を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。その効果を得るために０．０１％以上添加することが好ましい。しかし、０．１％を越える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｎｂを添加する場合には、その含有量を０．１％以下に限定する。さらに好ましくは、０．０５％以下である。
Ｎｂは、マイクロアロイング元素として強度を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。その効果を得るために０．０１％以上添加することが好ましい。しかし、０．１％を越える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｎｂを添加する場合には、その含有量を０．１％以下に限定する。さらに好ましくは、０．０５％以下である。
Ｖ：０．５％以下
Ｖは、マイクロアロイング元素として強度を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。その効果を得るために０．０２％以上添加することが好ましい。しかし、０．５％を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｖを添加する場合には、その含有量を０．５％以下に限定する。さらに好ましくは、０．１％以下である。
Ｖは、マイクロアロイング元素として強度を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。その効果を得るために０．０２％以上添加することが好ましい。しかし、０．５％を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｖを添加する場合には、その含有量を０．５％以下に限定する。さらに好ましくは、０．１％以下である。
Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは、圧延加熱時あるいは溶接時にＴｉＮを生成し、オーステナイト粒の成長を抑制し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。その効果を得るために０．００５％以上添加することが好ましい。しかし、０．１％を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｔｉを添加する場合には、その含有量を０．１％以下に限定する。さらに好ましくは、０．０５％以下である。
Ｔｉは、圧延加熱時あるいは溶接時にＴｉＮを生成し、オーステナイト粒の成長を抑制し、母材ならびに溶接熱影響部の靭性を向上させると同時に、炭化物や窒化物、炭窒化物を形成することによって、拡散性水素をトラップし、耐遅れ破壊特性を向上させる。その効果を得るために０．００５％以上添加することが好ましい。しかし、０．１％を超える添加は溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｔｉを添加する場合には、その含有量を０．１％以下に限定する。さらに好ましくは、０．０５％以下である。
Ｃｕ：２％以下
Ｃｕは、固溶強化および析出強化により強度を向上する作用を有している。その効果を得るために０．０５％以上添加することが好ましい。しかしながら、Ｃｕ含有量が２％を超えると、鋼片加熱時や溶接時に熱間での割れを生じやすくする。従って、Ｃｕを添加する場合には、その含有量を２％以下に限定する。さらに好ましくは、１．５％以下である。
Ｃｕは、固溶強化および析出強化により強度を向上する作用を有している。その効果を得るために０．０５％以上添加することが好ましい。しかしながら、Ｃｕ含有量が２％を超えると、鋼片加熱時や溶接時に熱間での割れを生じやすくする。従って、Ｃｕを添加する場合には、その含有量を２％以下に限定する。さらに好ましくは、１．５％以下である。
Ｎｉ：４％以下
Ｎｉは、靭性および焼入れ性を向上する作用を有している。その効果を得るために０．３％以上添加することが好ましい。しかしながら、Ｎｉ含有量が４％を超えると、経済性が劣る。従って、Ｎｉを添加する場合には、その含有量を４％以下に限定する。さらに好ましくは、３．８％以下である。
Ｎｉは、靭性および焼入れ性を向上する作用を有している。その効果を得るために０．３％以上添加することが好ましい。しかしながら、Ｎｉ含有量が４％を超えると、経済性が劣る。従って、Ｎｉを添加する場合には、その含有量を４％以下に限定する。さらに好ましくは、３．８％以下である。
Ｃｒ：２％以下
Ｃｒは、強度および靭性を向上する作用を有しており、また高温強度特性に優れる。更に、焼戻しに際して、セメンタイト中に濃縮することによって、置換型原子であるＣｒの拡散がセメンタイトの成長を律速し、セメンタイトの粗大化を抑制する効果も持つ。従って、高強度化し、かつセメンタイトの粗大化を抑制する場合に積極的に添加し、特に引張強度９００ＭＰａ以上の特性を得るために０．３％以上添加することが好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が２％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を２％以下に限定する。さらに好ましくは、１．５％以下である。
Ｃｒは、強度および靭性を向上する作用を有しており、また高温強度特性に優れる。更に、焼戻しに際して、セメンタイト中に濃縮することによって、置換型原子であるＣｒの拡散がセメンタイトの成長を律速し、セメンタイトの粗大化を抑制する効果も持つ。従って、高強度化し、かつセメンタイトの粗大化を抑制する場合に積極的に添加し、特に引張強度９００ＭＰａ以上の特性を得るために０．３％以上添加することが好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が２％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を２％以下に限定する。さらに好ましくは、１．５％以下である。
Ｗ：２％以下
Ｗは、強度を向上する作用を有している。その効果を得るために０．０５％以上添加することが好ましい。しかしながら、２％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Ｗを添加する場合は、その含有量を２％以下に限定する。
Ｗは、強度を向上する作用を有している。その効果を得るために０．０５％以上添加することが好ましい。しかしながら、２％を超えると、溶接性が劣化する。従って、Ｗを添加する場合は、その含有量を２％以下に限定する。
Ｂ：０．００３％以下
Ｂは、焼入れ性を向上する作用を有している。その効果を得るために０．０００３％以上添加することが好ましい。しかしながら、０．００３％を超えると、靭性を劣化させる。従って、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．００３％以下に限定する。
Ｂは、焼入れ性を向上する作用を有している。その効果を得るために０．０００３％以上添加することが好ましい。しかしながら、０．００３％を超えると、靭性を劣化させる。従って、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．００３％以下に限定する。
Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御に不可欠な元素である。その効果を得るために０．０００４％以上添加することが好ましい。しかしながら、０．０１％を超える添加は、清浄度や耐遅れ破壊特性の低下を招く。従って、Ｃａを添加する場合には、その含有量を０．０１％以下に限定する。
Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御に不可欠な元素である。その効果を得るために０．０００４％以上添加することが好ましい。しかしながら、０．０１％を超える添加は、清浄度や耐遅れ破壊特性の低下を招く。従って、Ｃａを添加する場合には、その含有量を０．０１％以下に限定する。
ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭ（注：ＲＥＭとはＲａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略、希土類）は、鋼中でＲＥＭ（Ｏ、Ｓ）としてＲＥＭ酸硫化物を生成することによって結晶粒界の固溶Ｓ量を低減して耐ＳＲ割れ特性（あるいは、耐ＰＷＨＴ割れ特性とも言う）を改善する。その効果を得るために０．００１％以上添加することが好ましい。しかしながら、０．０２％を超える添加は、沈殿晶帯にＲＥＭ酸硫化物が著しく集積し、材質の劣化を招く。従って、ＲＥＭを添加する場合には、その添加量を０．０２％以下に限定する。
ＲＥＭ（注：ＲＥＭとはＲａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略、希土類）は、鋼中でＲＥＭ（Ｏ、Ｓ）としてＲＥＭ酸硫化物を生成することによって結晶粒界の固溶Ｓ量を低減して耐ＳＲ割れ特性（あるいは、耐ＰＷＨＴ割れ特性とも言う）を改善する。その効果を得るために０．００１％以上添加することが好ましい。しかしながら、０．０２％を超える添加は、沈殿晶帯にＲＥＭ酸硫化物が著しく集積し、材質の劣化を招く。従って、ＲＥＭを添加する場合には、その添加量を０．０２％以下に限定する。
Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは、溶銑脱硫材として使用する場合がある。その効果を得るために０．００１％以上添加することが好ましい。しかしながら、０．０１％を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Ｍｇを添加する場合には、その添加量を０．０１％以下に限定する。
［ミクロ組織］
本発明におけるミクロ組織の限定理由について述べる。本発明の高強度鋼を構成する代表的な組織は、マルテンサイトもしくはベイナイトである。特に、本発明のマルテンサイト組織は、図１の組織の模式図に示すような複数の特徴的な４つの組織単位（旧オーステナイト粒、パケット、ブロック、ラス）が階層的に重なる微細で複雑な形態を持つ。ここで、パケットとは、平行に並んだ同じ晶癖面を持つラスの集団から成る領域と定義され、ブロックは、平行でかつ同じ方位のラスの集団から成る。
Ｍｇは、溶銑脱硫材として使用する場合がある。その効果を得るために０．００１％以上添加することが好ましい。しかしながら、０．０１％を超える添加は、清浄度の低下を招く。従って、Ｍｇを添加する場合には、その添加量を０．０１％以下に限定する。
［ミクロ組織］
本発明におけるミクロ組織の限定理由について述べる。本発明の高強度鋼を構成する代表的な組織は、マルテンサイトもしくはベイナイトである。特に、本発明のマルテンサイト組織は、図１の組織の模式図に示すような複数の特徴的な４つの組織単位（旧オーステナイト粒、パケット、ブロック、ラス）が階層的に重なる微細で複雑な形態を持つ。ここで、パケットとは、平行に並んだ同じ晶癖面を持つラスの集団から成る領域と定義され、ブロックは、平行でかつ同じ方位のラスの集団から成る。
本発明では、旧オーステナイト粒のアスペクト比（図１において、旧オーステナイト粒の長軸aと短軸bの比 a/b）の平均値を板厚方向全体に亘って、３以上、好ましくは４以上とする。
旧オーステナイト粒のアスペクト比を３以上とすることによって、焼戻し時に粒界に偏析するＰの粒界被覆率を低減させて低温靭性および耐遅れ破壊特性を向上させ、当該ミクロ組織を板厚方向全体に亘って備えることにより、これらの特性を備えた均質な鋼材とする。
旧オーステナイト粒のアスペクト比の測定は、例えば、ピクリン酸を用いて旧オーステナイト粒を現出後、画像解析にて評価し、例えば、５００個以上の旧オーステナイト粒のアスペクト比の単純平均値とする。
本発明で、アスペクト比の平均値が、板厚方向全体に亘って３以上とは、少なくとも、鋼板の表面の表面下１ｍｍ、板厚１／４、板厚１／２、３／４部、鋼板の裏面の表面下１ｍｍの各位置におけるアスペクト比の平均値が３以上、さらに好ましくは、４以上である場合を指す。
発明者らは、上記に加えて、さらに詳細な研究の結果、特に、図１のブロック内に生成している多数の微細なラスの界面に析出するセメンタイト量（以降、ラス界面のセメンタイト被覆率と言う）を５０％以下とすることによって、旧オーステナイト粒界の強度低下が抑制されて、耐遅れ破壊特性を向上させることを見出した。ラスの界面のセメンタイト被覆率は、さらに好適には、３０％以下である。図２にラス界面に析出したセメンタイトの模式図とTEM（透過型電子顕微鏡）写真を示す。
図２に示すように、ラスの界面のセメンタイト被覆率は、ナイタル（硝酸アルコール溶液）を用いて現出させた組織を走査電子顕微鏡にて写真撮影し、その写真を用いて、例えば、５０個以上のラスの界面上に析出したセメンタイトの界面に沿った長さ（ＬＣｅｍｅｎｔｉｔｅ）とラスの界面（ＬＬａｔｈ）の長さを測定し、セメンタイトのラスの界面に沿った長さの総和をラス界面の長さの総和で除し、１００を掛けた数値とする。
［耐遅れ破壊安全度指数］
本発明では、更に、鋼材に水素を含有させてから、亜鉛めっきによって鋼中水素を封入し、その後、歪速度が１×１０-３／秒以下の低歪速度引張試験を行い、下記式にて求める耐遅れ破壊安全度指数が８０％以上、さらに好ましくは、８５％以上であることを規定することができる。
［耐遅れ破壊安全度指数］
本発明では、更に、鋼材に水素を含有させてから、亜鉛めっきによって鋼中水素を封入し、その後、歪速度が１×１０-３／秒以下の低歪速度引張試験を行い、下記式にて求める耐遅れ破壊安全度指数が８０％以上、さらに好ましくは、８５％以上であることを規定することができる。
記
耐遅れ破壊安全度指数（％）＝１００×（Ｘ１／Ｘ０）
ここで、Ｘ０：実質的に拡散性水素を含まない試験片の絞り
Ｘ１：拡散性水素を含む試験片の絞り
耐遅れ破壊安全度指数により、鋼材の耐遅れ破壊特性の優劣を定量的に評価することができ、本指数が高ければ高い程、耐遅れ破壊特性に優れると言えるが、通常の大気環境下での鋼材使用に当たっては、耐遅れ破壊安全度指数を８０％以上、さらに好ましくは、８５％以上とすることによって実用的に充分良好な耐遅れ破壊特性を得ることができる。ただし、引張強度が１２００ＭＰａ未満の鋼種に関しては、腐食環境や低温環境等の厳しい環境下で使用される場合や、加工度も厳しくなる場合もあることから、８５％以上、さらに好ましくは９０％以上の耐遅れ破壊安全度指数を有することが望ましい。
［製造条件］
本発明は、鋼板、形鋼および棒鋼など種々の形状の鋼材に適用可能であり、製造条件における温度規定は鋼材中心部でのものとし、鋼板は板厚中心、形鋼は本発明に係る特性を付与する部位の板厚中心、棒鋼では径方向の中心とする。但し、中心部近傍はほぼ同様の温度履歴となるので、中心そのものに限定するものではない。
耐遅れ破壊安全度指数（％）＝１００×（Ｘ１／Ｘ０）
ここで、Ｘ０：実質的に拡散性水素を含まない試験片の絞り
Ｘ１：拡散性水素を含む試験片の絞り
耐遅れ破壊安全度指数により、鋼材の耐遅れ破壊特性の優劣を定量的に評価することができ、本指数が高ければ高い程、耐遅れ破壊特性に優れると言えるが、通常の大気環境下での鋼材使用に当たっては、耐遅れ破壊安全度指数を８０％以上、さらに好ましくは、８５％以上とすることによって実用的に充分良好な耐遅れ破壊特性を得ることができる。ただし、引張強度が１２００ＭＰａ未満の鋼種に関しては、腐食環境や低温環境等の厳しい環境下で使用される場合や、加工度も厳しくなる場合もあることから、８５％以上、さらに好ましくは９０％以上の耐遅れ破壊安全度指数を有することが望ましい。
［製造条件］
本発明は、鋼板、形鋼および棒鋼など種々の形状の鋼材に適用可能であり、製造条件における温度規定は鋼材中心部でのものとし、鋼板は板厚中心、形鋼は本発明に係る特性を付与する部位の板厚中心、棒鋼では径方向の中心とする。但し、中心部近傍はほぼ同様の温度履歴となるので、中心そのものに限定するものではない。
鋳造条件
本発明は、いかなる鋳造条件で製造された鋼材についても有効であるので、特に鋳造条件を限定する必要はない。溶鋼から鋳片を製造する方法や、鋳片を圧延して鋼片を製造する方法は特に規定しない。転炉法・電気炉法等で溶製された鋼や、連続鋳造・造塊法等で製造されたスラブが利用できる。
本発明は、いかなる鋳造条件で製造された鋼材についても有効であるので、特に鋳造条件を限定する必要はない。溶鋼から鋳片を製造する方法や、鋳片を圧延して鋼片を製造する方法は特に規定しない。転炉法・電気炉法等で溶製された鋼や、連続鋳造・造塊法等で製造されたスラブが利用できる。
熱間圧延条件
鋳片を圧延して鋼片を製造する際、Ａｒ３変態点以下に冷却することなく、そのまま熱間圧延を開始しても、一度冷却した鋳片をＡｃ３変態点以上に再加熱した後に熱間圧延を開始しても良い。これは、この温度域で圧延を開始すれば、本発明の有効性は失われないためである。
鋳片を圧延して鋼片を製造する際、Ａｒ３変態点以下に冷却することなく、そのまま熱間圧延を開始しても、一度冷却した鋳片をＡｃ３変態点以上に再加熱した後に熱間圧延を開始しても良い。これは、この温度域で圧延を開始すれば、本発明の有効性は失われないためである。
また、未再結晶域における圧下率を３０％以上、好ましくは４０％以上とし、圧延はＡｒ３変態点以上で終了するものとする。圧下率３０％以上の未再結晶域圧延は、熱間圧延時にオーステナイト粒を展伸させると同時に変形帯を導入し、焼戻し処理時に粒界に偏析するＰの粒界被覆率を低減させるためである。
旧オーステナイト粒のアスペクト比が高い程、有効結晶粒径（破面単位となる結晶粒の粒径、具体的にはパケット）が微細化し、かつＰの旧オーステナイト粒界やパケット境界等の粒界被覆率が小さくなるため、耐遅れ破壊特性が向上する。
本発明ではＡｒ３変態点（℃）およびＡｃ３変態点（℃）を求める式は特に規定しないが、例えばＡｒ３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ、Ａｃ３＝８５４−１８０Ｃ＋４４Ｓｉ−１４Ｍｎ−１７．８Ｎｉ−１．７Ｃｒとする。これらの式において各元素は鋼中含有量（質量％）とする。
熱間圧延後の冷却条件
熱間圧延終了後、母材強度および母材靭性を確保するため、Ａｒ３変態点以上の温度から３５０℃以下の温度まで冷却速度１℃／ｓ以上で、強制冷却を行う。
熱間圧延終了後、母材強度および母材靭性を確保するため、Ａｒ３変態点以上の温度から３５０℃以下の温度まで冷却速度１℃／ｓ以上で、強制冷却を行う。
強制冷却開始温度をＡｒ３変態点以上とする理由は、オーステナイト単相の状態から鋼板を冷却するためである。Ａｒ３変態点未満の温度域から冷却した場合には、焼入組織が不均一となり、靭性や耐遅れ破壊特性の劣化を招く。
鋼板の温度が３５０℃以下になるまで冷却する理由は、オーステナイトからマルテンサイトもしくはベイナイトへの変態を完了させ、母材を強靱化し、かつ耐遅れ破壊特性を向上するためである。
このときの冷却速度は１℃／ｓ以上、好ましくは２℃／ｓ以上とする。なお、冷却速度は、熱間圧延終了後、Ａｒ３変態点以上の温度から３５０℃以下の温度まで冷却に必要な温度差をその冷却するに要した時間で割った平均冷却速度である。
焼戻し条件
板厚中心部での最高到達温度がＡｃ１変態点以下となる所定の温度にて焼戻し処理を行う。Ａｃ１変態点以下に限定する理由は、Ａｃ１変態点を超えるとオーステナイト変態を生じ、強度が大きく低下するためである。
板厚中心部での最高到達温度がＡｃ１変態点以下となる所定の温度にて焼戻し処理を行う。Ａｃ１変態点以下に限定する理由は、Ａｃ１変態点を超えるとオーステナイト変態を生じ、強度が大きく低下するためである。
なお、焼戻しは、圧延機および冷却装置と同一の製造ライン上で冷却装置の下流側に設置されたオンライン加熱装置を用いて行うものとした。圧延・焼入れ処理から焼戻し処理までに要する時間を短くすることが可能となり、生産性の向上がもたらされるためである。
また焼戻し条件は、３７０℃からＡｃ１変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上の急速加熱として、板厚中心部の最高到達温度を４００℃以上に焼戻すことである。
平均昇温速度を１℃／ｓ以上とする理由は、旧オーステナイト粒界やパケット境界等に偏析する不純物元素であるＰの粒界被覆密度を低下させ、ラス界面に析出するセメンタイト量の低下を達成するためである。図２に本発明の急速加熱焼戻しの場合のラスの界面に析出したセメンタイトの模式図とＴＥＭ写真を低速加熱焼戻しの場合と比較して示す。
Ｐの旧オーステナイト粒界やパケット境界等への粒界偏析をより効果的に防止する場合、更に、上記の３７０℃からＡｃ１変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上の急速加熱にすることに加えて、焼戻し開始温度から３７０℃までの板厚中心部の平均昇温速度を２℃／ｓ以上の急速加熱とすることが好ましい。
焼戻し開始温度から３７０℃までの板厚中心部の平均昇温速度を２℃／ｓ以上とした理由は、特にこの温度域においてＰが旧オーステナイト粒界やパケット境界等に偏析しやすいためである。
また、焼戻し温度における保持時間は、生産性やセメンタイトなどの析出物の粗大化に起因する耐遅れ破壊特性の劣化を防止すべく、６０ｓ以下とすることが望ましい。
なお、昇温速度は、冷却後、板厚中心部での最高到達温度がＡｃ１変態点以下となる所定の温度までの再加熱に必要な温度差を再加熱するに要した時間で割った平均昇温速度である。
焼戻し後の冷却速度については、冷却中における析出物の粗大化を防止すべく、焼戻し温度〜２００℃までの平均冷却速度を０．０５℃／ｓ以上とすることが望ましい。
更に、焼戻しのための加熱は、誘導加熱、通電加熱、赤外線輻射加熱、雰囲気加熱等のいずれの方式でも良い。
表１および２に示す化学成分の鋼Ａ〜Ｚ、ＡＡ〜ＩＩを溶製して、スラブ（スラブ寸法：１００mm高さx１５０mm幅x１５０mm長さ）に鋳造し、加熱炉で加熱後、熱間圧延を行い鋼板とした。
熱間圧延後、引続き直接焼入れし、次いで、ソレノイド型誘導加熱装置を用いて焼戻しを行った。直接焼入れは冷却速度１℃／ｓ以上で、３５０℃以下の温度までの強制冷却（水冷）により行った。
また、板厚中心部の平均昇温速度は、鋼板の通板速度によって管理した。なお、焼戻し温度にて保持する場合には、鋼板を往復させて加熱することによって、±５℃の範囲内で
保持を行った。
保持を行った。
また、加熱後の冷却は空冷とした。焼戻し温度や焼入れ温度などの板厚中心部における温度は、放射温度計による表面の逐次における温度測定結果から、伝熱計算によって求めた。
旧オーステナイト粒のアスペクト比は、光学顕微鏡を用いて、ピクリン酸によってエッチングした組織を表面下１ｍｍ、板厚１／４、板厚１／２の各位置において写真撮影し、約５５０個の旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値とした。
ラス界面のセメンタイト被覆率は、走査電子顕微鏡を用いて、ナイタルによってエッチングした組織を板厚１／４の位置において写真撮影し、約６０個のラス界面上に析出したセメンタイトの界面に沿った長さ（ＬＣｅｍｅｎｔｉｔｅ）とラス界面（ＬＬａｔｈ）の長さを測定し、セメンタイトのラス界面に沿った長さの総和をラスの界面の総和の長さで除し、１００を掛けた数値とした。
また、降伏強さおよび引張強さは、JIS Ｚ２２４１に準拠して、全厚引張試験片により測定し、靭性は、JISＺ２２４２に準拠して、板厚中心部より採取した試験片を用いたシャルピー衝撃試験によって得られるｖＴｒｓで評価した。
更に、耐遅れ破壊安全度指数は、棒状試験片を用いて、陰極水素チャージ法によって、試験片中の拡散性水素量が約０．５ｍａｓｓｐｐｍになるように水素をチャージ後、試験片表面に亜鉛めっきを施すことによって水素を封入し、その後、１×１０-６／ｓの歪速度にて引張試験を行い、破断した試験片の絞りを求め、一方、同様の歪速度にて水素チャージを行わない試験片の引張試験も行い、下記の式に従って評価した。
耐遅れ破壊安全度指数（％）＝１００×（Ｘ１／Ｘ０）
ここで、Ｘ０：実質的に拡散性水素を含まない試験片の絞り
Ｘ１：拡散性水素を含む試験片の絞り
ｖＴｒｓの目標は、引張強さ１２００ＭＰａ未満の鋼種に関しては、−４０℃以下とし、引張強さ１２００ＭＰａ以上の鋼種に関しては、−３０℃以下とした。一方、耐遅れ破壊安全度指数の目標は、引張強さ１２００ＭＰａ未満の鋼種に関しては、８５％以上とし、引張強さ１２００ＭＰａ以上の鋼種に関しては、８０％以上とした。
耐遅れ破壊安全度指数（％）＝１００×（Ｘ１／Ｘ０）
ここで、Ｘ０：実質的に拡散性水素を含まない試験片の絞り
Ｘ１：拡散性水素を含む試験片の絞り
ｖＴｒｓの目標は、引張強さ１２００ＭＰａ未満の鋼種に関しては、−４０℃以下とし、引張強さ１２００ＭＰａ以上の鋼種に関しては、−３０℃以下とした。一方、耐遅れ破壊安全度指数の目標は、引張強さ１２００ＭＰａ未満の鋼種に関しては、８５％以上とし、引張強さ１２００ＭＰａ以上の鋼種に関しては、８０％以上とした。
表３、４に鋼板製造条件、旧オーステナイト粒のアスペクト比、ラスのセメンタイト被覆率を、表５、６に得られた鋼板の降伏強さ、引張強さ、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）、耐遅れ破壊安全度指数を示す。
尚、表３、４に示す実施例での区分は、請求項５記載の発明の要件を満たすものを本発明例、満たさないものを比較例とした。Ｎｏ．１〜１７は、焼戻し開始温度から３７０℃までの加熱速度を２℃／ｓ以上とするもので、請求項６記載の発明例である。
Ｎｏ．３５，３６は請求項６記載の発明の要件のうち、焼戻し開始温度から３７０℃までの加熱速度を２℃／ｓ以上とする要件を満たしていないが、請求項５記載の発明の要件を満足しているため、区分において本発明例である。
表３、４から明らかなように、未再結晶域圧下率が本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．１８〜２０は、旧オーステナイト粒のアスペクト比およびラスのセメンタイト被覆率のいずれもが本発明範囲から外れている。
また、焼戻し温度が本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．２６〜２８は、ラスのセメンタイト被覆率が本発明範囲から外れている。
更に、３７０℃から焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度が本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．２９〜３４はラスのセメンタイト被覆率が本発明範囲から外れている。
また、表３〜６から明らかなように、本発明法により製造した鋼板Ｎｏ．１〜１７および３５，３６（本発明例）は、化学成分、製造方法、旧オーステナイト粒のアスペクト比、ラスのセメンタイト被覆率が本発明の範囲であり、良好なｖＴｒｓおよび耐遅れ破壊安全度指数を得ることができた。
更に、本発明の範囲内で、焼戻し開始温度〜３７０℃までの板厚中心部の平均昇温速度のみが異なる鋼板Ｎｏ．４と鋼板Ｎｏ．３５、および鋼板Ｎｏ．１２と鋼板Ｎｏ．３６を比較すると、焼戻し開始温度〜３７０℃までの板厚中心部の平均昇温速度が２℃／ｓ以上の鋼板Ｎｏ．４，１２の方がそれぞれ鋼板Ｎｏ．３５，３６よりも優れたｖＴｒｓおよび耐遅れ破壊安全度指数を有していることが分かる。
これに対して、比較鋼板Ｎｏ．１８〜３４、３７〜４０および４８〜５１（比較例）は、ｖＴｒｓおよび耐遅れ破壊安全度指数の少なくとも１つが上記目標範囲を外れている。以下、これらの比較例を個別に説明する。
成分が本発明範囲から外れている鋼板のうちＮｏ．３７〜４０は、ｖＴｒｓおよび耐遅れ破壊安全度指数のいずれもが目標値に達しておらず、また、４８〜５１は、耐遅れ破壊安全度指数が目標値に達していない。
未再結晶域圧下率が本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．１８〜２０は、耐遅れ破壊安全度指数が目標値に達していない。
直接焼入れ開始温度が本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．２１〜２３は、ｖＴｒｓおよび耐遅れ破壊安全度指数の少なくとも１つが目標値に達していない。
直接焼入れ停止温度が本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．２４，２５は、ｖＴｒｓが目標値に達していない。
焼戻し温度が本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．２６〜２８は、ｖＴｒｓおよび耐水素脆化安全度指数のいずれか１つが目標値に達していない。
３７０℃〜焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度が本発明範囲から外れている鋼板Ｎｏ．２９〜３４は、ｖＴｒｓおよび耐水素脆化安全度指数の少なくとも１つが目標値に達していない。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００８％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値が板厚方向全体に亘って、３以上であり、かつ、ラスの界面におけるセメンタイト被覆率が５０％以下であることを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板。
- 更に、鋼組成が、質量％で、Ｍｏ：１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｗ：２％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板。
- 更に、鋼組成が、質量％で、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板。
- 更に、鋼材に水素を含有させてから、亜鉛めっきによって鋼中水素を封入し、その後、歪速度が１×１０-３／秒以下の低歪速度引張試験を行い、下記式にて求める耐遅れ破壊安全度指数が８０％以上であることを特徴とする、請求項１乃至３のいずれか一つに記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板。
記
耐遅れ破壊安全度指数（％）＝１００×（Ｘ１／Ｘ０）
ここで、Ｘ０：実質的に拡散性水素を含まない試験片の絞り
Ｘ１：拡散性水素を含む試験片の絞り - 請求項１乃至３のいずれか一つに記載の組成を有する鋼を鋳造後、Ａｒ３変態点以下に冷却することなく、あるいはＡｃ３変態点以上に再加熱後、熱間圧延を開始し、未再結晶域における圧下率が３０％以上の圧延を含む熱間圧延によって所定の板厚とし、引続きＡｒ３変態点以上から冷却速度１℃／ｓ以上で３５０℃以下の温度まで冷却した後、圧延機および冷却装置と同一の製造ライン上に設置された加熱装置を用いて、３７０℃からＡｃ１変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として、板厚中心部の最高到達温度を４００℃以上に焼戻すことを特徴とする請求項４に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板の製造方法。
- 請求項１乃至３のいずれか一つに記載の組成を有する鋼を鋳造後、Ａｒ３変態点以下に冷却することなく、あるいはＡｃ３変態点以上に再加熱後、熱間圧延を開始し、未再結晶域における圧下率が３０％以上の圧延を含む熱間圧延によって所定の板厚とし、引続きＡｒ３変態点以上から冷却速度１℃／ｓ以上で３５０℃以下の温度まで冷却した後、圧延機および冷却装置と同一の製造ライン上に設置された加熱装置を用いて、焼戻し開始温度から３７０℃までの板厚中心部の平均昇温速度を２℃／ｓ以上で、かつ３７０℃からＡｃ１変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として、板厚中心部の最高到達温度を４００℃以上に焼戻すことを特徴とする、請求項４に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板の製造方法。
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