溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼材
【課題】 ７８０ＭＰａ級の高強度を有しながら、母材靭性や耐低温割れ性を確保した上で、大入熱溶接の際に優れたＨＡＺ靭性を得ることができる高強度鋼材、鋼板を提供する。
【解決手段】 mass％で、C:0.010〜0.080%、Si:0.02〜1.00%、Mn:1.10〜2.90%、P:0〜0.030%、S:0〜0.010%、Al:0.20%以下、Ni:0.40〜2.40%、Cr:0.50〜1.95%、Mo:0.16〜1.10%、Ti:0.002〜0.030%、N:0.0058〜0.0120%で、1.0≦[Ti]／[N]＜4.0
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記式で定義されるＡＳ値およびＤＬ値がＡＳ≧３．６０、ＤＬ≦２．８０であり、組織が主としてベイニティック・フェライトからなるものである。
AS＝[Mn]＋[Ni]＋2×[Cu]、DL＝2.5×[Mo]＋30×[Nb]＋10×[V]
ただし、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（mass％）を表す。
【解決手段】 mass％で、C:0.010〜0.080%、Si:0.02〜1.00%、Mn:1.10〜2.90%、P:0〜0.030%、S:0〜0.010%、Al:0.20%以下、Ni:0.40〜2.40%、Cr:0.50〜1.95%、Mo:0.16〜1.10%、Ti:0.002〜0.030%、N:0.0058〜0.0120%で、1.0≦[Ti]／[N]＜4.0
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記式で定義されるＡＳ値およびＤＬ値がＡＳ≧３．６０、ＤＬ≦２．８０であり、組織が主としてベイニティック・フェライトからなるものである。
AS＝[Mn]＋[Ni]＋2×[Cu]、DL＝2.5×[Mo]＋30×[Nb]＋10×[V]
ただし、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（mass％）を表す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば橋梁、建築、船舶、ペンストック、タンク、その他の大型構造物に使用される、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼材に係り、特に大入熱溶接後の溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」ということがある。）の靭性に優れたものに関する。
【背景技術】
【０００２】
７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板では母材強度を確保する観点から合金成分が多量に添加されるため、小入熱溶接条件で冷却速度が速い場合、ＨＡＺが硬化して溶接割れ（低温割れ）が生じやすい。これを防ぐために溶接施工時に１００℃以上の予熱が行われる。この予熱を省略することができれば施工効率が大きく上がり、かつコスト低下を実現することができる。このため耐低温割れ性に優れた７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板が要望されている。
【０００３】
耐低温割れ性の指標として下記式で定義されるＰｃｍ（％）というパラメーターが提案され、従来、特開平９−３５９１号公報（特許文献１）や特開２００１−２００３３４号公報（特許文献２）に記載されているように、Ｐｃｍを制限して耐低温割れ性を改善する一方、Ｐｃｍを増加させ難く、微量添加で焼入性を向上させることができるＮｂ、Ｖ、Ｍｏを積極的に添加することで母材強度を確保することが行われてきた。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］
ただし、［Ｃ］〜［Ｂ］は各元素のmass％を表す。
【０００４】
一方、近年、構造物の大型化に伴い、大断面部材の溶接（大入熱溶接）が不可避となっており、この場合、ＨＡＺの組織が粗大化して、ＨＡＺ靭性が低下するという問題があった。これまで、鋼材のＨＡＺ靭性を改善する技術として、例えば、特開平９−１０４９４９号公報（特許文献３）にはＴｉＮを活用して、あるいは特開２００２−１２１６４１号公報（特許文献４）にはＴｉ含有酸化物系介在物を活用してＨＡＺ靭性を改善する技術が提案されている。
【特許文献１】特開平９−３５９１号公報
【特許文献２】特開２００１−２００３３４号公報
【特許文献３】特開平９−１０４９４９号公報
【特許文献４】特開２００２−１２１６４１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
７８０ＭＰａ級の高強度鋼板は、上記のとおり、耐低温割れ性を確保すべく、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏを積極的に添加しているが、このためベイナイト変態時に亀裂伝播の抵抗として作用するベイナイト・ブロックが粗大化し、第二相として粗大な硬質のＭＡ（Martensite-Austenite Constituent：マルテンサイトおよびオーステナイトの混合物）が生成するため、母材靭性やＨＡＺ靭性が劣化するという問題がある。
近年、耐震性の向上など、構造物の安全性の向上に対する要求がますます強まっており、７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板においても母材靭性や耐低温割れ性を確保した上で、大入熱溶接の際のＨＡＺ靭性の改善が求められている。しかし、従来のＨＡＺ靭性の改善技術ではかかる要望を満足させるに至っていない。
【０００６】
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、７８０ＭＰａ級の高強度を有しながら、母材靭性や耐低温割れ性を確保した上で、大入熱溶接の際に優れたＨＡＺ靭性を得ることができる高強度鋼材、鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明のポイントの一つは、鋼成分の設計に際し、これまで耐低温割れ割れ性の指標とされていたＰｃｍにとらわれず、鋼組織を考慮した成分設計を行うこと、すなわちＣを極低量に制限した上で、母材靭性、ＨＡＺ靭性に悪影響を与えるＮｂ、Ｖ、Ｍｏの添加を抑制し、焼き入れ性向上元素であるＭｎ及びＮｉ、あるいはさらにＣｕを積極的に添加し、これによって熱間圧延後の冷却速度が高速、低速のいずれにおいても、ベイニティック・フェライトを主体とする組織を生成させた点にある。
また、本発明の他のポイントは、大入熱溶接の際にボンド付近のＨＡＺにおいて吸収エネルギーが低下する原因を調べた結果、旧オーステナイト粒（γ粒）径の粗大化が原因となってＨＡＺ組織が全体的に粗大化するためＨＡＺ靭性が劣化するとの知見を得て、この知見を基に、微細分散することができるＴｉＮを高温まで安定化し、旧γ粒の微細化が可能な成分系とした点にある。
【０００８】
すなわち、本発明の高強度鋼材あるいは高強度鋼板は、mass％で、
Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｓｉ：０．０２〜１．００％、
Ｍｎ：１．１０〜２．９０％、
Ｐ：０〜０．０３０％、
Ｓ：０〜０．０１０％、
Ａｌ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．４０〜２．４０％、
Ｃｒ：０．５０〜１．９５％、
Ｍｏ：０．１６〜１．１０％、
Ｔｉ：０．００２〜０．０３０％、
Ｎ：０．００５８〜０．０１２０％
で、１．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］＜４．０
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記式で定義されるＡＳ値およびＤＬ値がＡＳ≧３．６０、ＤＬ≦２．８０であり、組織が主としてベイニティック・フェライトからなるものである。
ＡＳ＝［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋２×［Ｃｕ］
ＤＬ＝２．５×［Ｍｏ］＋３０×［Ｎｂ］＋１０×［Ｖ］
ただし、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（mass％）を表す。
【０００９】
本発明鋼材あるいは高強度鋼板は、前記化学成分にさらに、(1) Ｃｕ：１．６０％以下、(2) Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｖ：０．０６０％未満のいずれか一種以上、(3) Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種を合計で０．００５０％以下、(4) Ｍｇ：０．００５０％以下、(5) Ｈｆ：０．０５０％以下、Ｚｒ：０．１００％以下のいずれか１種または２種、(6) Ｗ：５．０％以下、Ｃｏ：５．０％以下のいずれか１種または２種、の各群から選ばれる元素を単独で、あるいは複合してさらに含有することができる。
【００１０】
また、上記高強度鋼板は、上記成分を有する鋼をオーステナイト域温度に加熱し、熱間圧延し、冷却して製造するに際し、熱間圧延の仕上温度を８７０℃以下とすることが好ましい。仕上温度を８７０℃以下とすることにより、溶接後の旧γ粒が微細化し、大入熱溶接の際のＨＡＺ靭性をより向上させることができる。
【発明の効果】
【００１１】
本発明鋼材、鋼板によれば、Ｃを極低量とし、Ｍｎ及びＮｉ、あるいはさらにＣｕをＡＳ値が３．６０以上になるように積極的に添加する一方、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの添加をＤＬ値が２．８０以下となるように抑制したので、熱延後の冷却速度の高低に拘わらず、また板厚が厚い場合であっても、ベイニティック・フェライトを主体とする組織とすることができ、母材強度、母材靭性に優れる。さらに比較的多量のＮを所定の［Ｔｉ］／［Ｎ］比の範囲内で添加したので、ＴｉＮを高温で安定化させることができ、これによってボンド近傍の旧γ粒を微細化することができるので、大入熱溶接を行った場合でも、優れたＨＡＺ靭性を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明鋼板の成分上の第一の要点は、極低Ｃ量の下で焼き入れ性向上元素であるＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを所定の母材強度を確保すべくＡＳ≧３．６０となるように積極的に添加し、他方、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏを母材靭性を確保すべくＤＬ≦２．８０となるように積極的に抑制した点にある。まず、本発明鋼板の鋼成分によって熱間圧延後に生じる組織、特性をＣＣＴ図を参照して説明する。
【００１３】
図１は本発明にかかるＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを積極的に添加した極低Ｃ系鋼（Ａ）および従来の高Ｃ系鋼（Ｂ１）、低Ｃ系鋼（Ｂ２）のＣＣＴ図を示す。図中、ＢＦはベイニティック・フェライト、ＧＢＦはグラニュラ・ベイニティック・フェライト、Ｍはマルテンサイト、Ｂはベイナイト、Ｆはフェライトを示す。同図より、本発明の鋼板では、熱間圧延後の冷却が高冷却速度（ＣＲ１）、低冷却速度（ＣＲ２）のいずれにおいても、ＢＦが面積率で８５％以上、より好ましくは９０％以上生成し、第二相ＭＡが微細に分散した微細ベイナイト（ベイニティックフェライト）組織が得られるようになる。かかるＢＦを主体とする組織により、肉厚が５０mm程度以上の厚板であっても、母材の機械的性質として７８０ＭＰａ以上の強度が得られ、また優れた靭性を備えたものになる。しかも、高冷却速度（ＣＲ１）、低冷却速度（ＣＲ２）のいずれにおいても、上記のとおり、ほぼ全組織が硬さの冷却速度感受性の低いＢＦとなるため、小入熱溶接条件（入熱数ｋＪ／cm程度）においてはＨＡＺの硬さを低減（耐低温割れ性を向上）させることができ、また大入熱溶接条件（入熱数百ｋＪ／ｃｍ程度）下での低速冷却時においても比較的良好なＨＡＺ靭性を得ることができる。一方、従来の高Ｃ系鋼（Ｂ１）は高冷却速度（ＣＲ１）では、フェライトや粗大ベイナイトが生成し、それに伴い粗大かつ塊状のＭＡが生成するため、母材強度や靭性が低下し、また前記中入熱溶接時のＨＡＺ靭性を確保することも難しかった。
【００１４】
次に、本発明鋼板の成分上の第二の要点について説明する。
上記ＢＦを主体とする組織にすることにより、母材靭性、ＨＡＺ靭性が向上するが、８００ｋＪ／cm程度の大入熱溶接下においても、十分なＨＡＺ靭性を確保するには、前記組織を前提として、ＨＡＺにおける旧γ粒径の粗大化を抑制すべく、比較的多量のＮを［Ｔｉ］／［Ｎ］比が１．０〜４．０となる範囲で添加することが重要である。
前記Ｎの多量添加により、大入熱溶接下においてＨＡＺ靭性が向上する理由は必ずしも明らかではないが、以下のように推測される。まず、高Ｎ化することによって、ＴｉＮ生成時の駆動力を増加させ、常法により製造しても、ＴｉＮを微細分散することが出来るものと考えられる。さらに、それと同時にＮとＴｉの添加バランスを上記のように制御することにより、ＴｉＮの高温での安定性を増加させることができたものと考えられる。すなわち、高Ｎ化およびＮとＴｉの添加バランスによって、ボンド近傍の旧γ粒の微細化が安定的に達成され、ＨＡＺ靭性のバラツキが大幅に改善（低減）するとともに、さらにＡＳ、ＤＬの適正な調整と相まって変態後のγ粒内の組織（ベイニティックフェライト）も微細化することができ、これらによって大入熱溶接後においても優れたＨＡＺ靭性を確保することができたものと推測される。
なお、本発明者の研究により、従来のように母相がフェライト・パーライト組織では、母相中に固溶Ｎが存在すると靭性が劣化するため、十分に高Ｎ化することができないが、本発明のように母相をＢＦ主体の組織とすることにより、固溶Ｎを第二相ＭＡ中に濃化させることができるため、高Ｎ化しても靭性が劣化しないことがわかった。
【００１５】
ここで、本発明の高強度鋼材、鋼板の成分限定理由を説明する。単位は全てmass％である。
Ｃ：０．０１０〜０．０８０％
Ｃは母材強度を確保するために必要な元素である。０．０１０％未満では焼き入れ性向上元素を積極的に添加しても７８０ＭＰａ以上の母材強度を確保できないようになる。一方、０．０８０％超になると、ＭＡが多量に生成するようになり、母材靭性、ＨＡＺ靭性が劣化するようになる。このため、Ｃ量の下限を０．０１％とし、好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０３０％以上とするのがよく、一方その上限を０．０８０％とし、好ましくは０．０７０％、より好ましくは０．０６０％とするのがよい。
【００１６】
Ｓｉ：０．０２〜１．００％
Ｓｉは固溶強化作用を有するが、過剰に添加すると母材、ＨＡＺにＭＡが多く生成するようになり、母材靭性、ＨＡＺ靭性が劣化する。このため、Ｓｉ量の下限を０．０２％、好ましくは０．１０％とし、その上限を１．００％、好ましくは０．８０％とする。
【００１７】
Ｍｎ：１．１０〜２．９０％
Ｍｎは焼き入れ性を向上させ、強度、靭性を確保するのに有効な元素であるが、過剰に添加すると強度が過大になり、母材靭性、ＨＡＺ靭性が却って低下するようになる。このため、Ｍｎ量の下限を１．１０％とし、好ましくは１．４０％、より好ましくは１．７０％、さらに好ましくは１．９０％とするのがよい。
【００１８】
Ｐ：０〜０．０３０％以下、Ｓ：０〜０．０１０％以下
これらの元素は偏析し易い不純物元素であり、母材靭性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすため、少ない程よく、本発明ではＰを０．０３０％以下、Ｓを０．０１０％以下に止める。
【００１９】
Ａｌ：０．２０％以下
Ａｌは脱酸元素として添加するが、過剰に添加するとＭＡが多く生成するようになり、母材靭性、ＨＡＺ靭性が劣化する。このため、Ａｌ量の上限を０．２０％、好ましくは０．１５％、より好ましくは０．１０％とするのがよい。
【００２０】
Ｎｉ：０．４０〜２．４０％
Ｎｉは鋼の低温靭性の向上および焼き入れ性を高めて強度を向上させるとともに、熱間割れおよび溶接高温割れの防止にも効果がある。しかし、過剰に添加すると、スケール疵が発生しやすくなる。このため、Ｎｉ量の下限を０．４０％、好ましくは０．６０％、より好ましくは０．８０％、さらに好ましくは１．００％以上とし、その上限を２．４０％とする。
【００２１】
Ｃｒ：０．５０〜１．９５％
Ｃｒは母材、溶接部の強度を高めるが、過剰に添加すると母材靭性、ＨＡＺ靭性を却って劣化させる。このため、Ｃｒ量の下限を０．５０％、好ましくは０．７０％、より好ましくは１．００％とし、その上限を１．９５％、好ましくは１．７０％、より好ましくは１．５０％とする。
【００２２】
Ｍｏ：０．１６〜１．１０％
Ｍｏは焼き入れ性を向上させ、高強度を確保するために有効であり、焼き戻し脆性を防止するために有効な元素であるが、過剰に添加すると母材靭性、ＨＡＺ靭性が却って低下する。このため、Ｍｏ量の下限を０．１６％、好ましくは０．２２％、より好ましくは０．２５％、さらに好ましくは０．４０％とし、その上限を１．１０％、好ましくは０．８０％、より好ましくは０．６０％とする。
【００２３】
Ｔｉ：０．００２〜０．０３０％
ＴｉはＮと結合して窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に有効な元素である。Ｔｉ量が０．００２％未満では細粒化効果が過小でありため、その下限を０．００２％、好ましくは０．００７％、より好ましくは０．０１０％、さらに好ましくは０．０１２％とする。一方、過剰に添加すると、ＴｉＮが粗大化し、却って母材靭性、ＨＡＺ靭性を劣化させるおそれがあるため、上限を０．０３０％、好ましくは０．０２５％、より好ましくは０．０２０％とする。
【００２４】
Ｎ：０．００５８〜０．０１２０％
Ｎは、Ｔｉと共に大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を向上させるための重要な元素であり、Ｔｉと結合し、ＴｉＮを形成して大入熱溶接時のオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ勒性を向上させる効果を有する。しかし、Ｎの過剰添加は、母材靭性、ＨＡＺ靭性に悪影響を与えるようになる。前記Ｎの効果を有効に発揮させるため、Ｎ量の下限を０．００５８％とし、好ましくは０．００６０％、より好ましくは０．００７０％、さらに好ましくは０．００８０とするのがよく、その上限を０．０１２０％とし、好ましくは０．０１００％、より好ましくは０．００９０％とするのがよい。
【００２５】
［Ｔｉ］／［Ｎ］：１．０〜４．０
［Ｔｉ］／［Ｎ］の比が１．０未満では固溶Ｎが過剰となり、母材靭性、ＨＡＺ靭性が劣化する。一方、４．０を超えるとＴｉＮが微細分散し難くなり、やはり母材靭性、ＨＡＺ靭性が低下するようになる。このため、前記比の下限を１．０とし、その上限を４．０、好ましくは３．０、より好ましくは２．０とする。
【００２６】
ＡＳ値：３．６０以上
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕの添加量は、母材強度、ＨＡＺ靭性と密接な関係があり、ＣｕはＭｎ、Ｎｉに比して２倍程度、強度向上効果が高い。熱延後、高冷却速度から低冷却速度の範囲で母材強度を７８０ＭＰａ以上にするには、後述の実施例から明らかなようにＡＳ値を３．６０以上にする必要がある。それにより、母相のＢＦ量も８５面積％以上得られるようになる。母材靭性、ＨＡＺ靭性は、ＢＦ量が多いほど向上するため、ＢＦ量は好ましくは９０面積％以上、より好ましくは９５面積％以上とするのがよく、そのためには前記ＡＳ値を高くするようにＭｎ、Ｎｉ、後述するＣｕの添加量を調整する。ＡＳ値が高いほど、低冷却速度（大入熱溶接）時に低温で変態したＢＦが得られ、ＢＦ量が増大する。このため、ＡＳ値は、好ましくは４．００以上、より好ましくは４．５０以上、さらに好ましくは５．００以上とするのがよい。
【００２７】
ＤＬ値：２．８０以下
Ｍｏは上記のとおり焼き入れ性を向上させる作用がある。後述するＮｂ、Ｖも同様の作用がある。その一方、これらの元素が過剰に添加されると、粗大なベイナイト組織が生成し、母材靭性、ＨＡＺ靭性が劣化する。このような靭性の劣化作用は各元素について一様ではなく、発明者等の実験によりＭｏを１としたとき、Ｎｂは１２倍程度、Ｖは４倍程度である。後述の実施例から明らかなように、ｖＥ-20＝２００Ｊ以上の良好な母村靭性を確保するには、ＤＬ値を２．８０以下とし、好ましくは２．５０以下、より好ましくは２．００以下、さらに好ましくは１．５０％、さらにより好ましくは１．００以下とするようにＭｏ、Ｎｂ、Ｖの添加を制限するのがよい。
【００２８】
本発明の鋼板は以上の成分のほか、残部Ｆｅおよび不可避的不純物によって形成されるが、上記成分の作用、効果を損なわない範囲で特性をより向上させる元素の添加を妨げるものではない。例えば、(1) Ｃｕ：１．６０％以下、(2) Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｖ：０．０６０％未満のいずれか一種以上、(3) Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種を合計で０．００５０％以下、(4) Ｍｇ：０．００５０％以下、(5) Ｈｆ：０．０５０％以下、Ｚｒ：０．１００％以下のいずれか１種または２種、(6) Ｗ：５．０％以下、Ｃｏ：５．０％以下のいずれか１種または２種、の各群から選ばれる元素を単独で、あるいは複合してさらに含有することができる。以下、これらの補助元素の限定理由を述べる。
【００２９】
Ｃｕ：１．６０％以下
Ｃｕは固溶強化と析出強化によって母材強度を向上させ、またＭｏ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒほどではないが焼き入れ性を向上させる作用を有する。かかる作用を効果的に発現させるには、好ましくは０．３０％以上、より好ましくは０．５０％以上添加することが望ましい。もっとも、１．６０％を超えると母材靭性、ＨＡＺ靭性を低下させるようになるので、Ｃｕ量の上限を１．６０％とし、好ましくは１．４０％、より好ましくは１．２０％、さらに好ましくは１．００％とするのがよい。
【００３０】
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは焼き入れ性を向上させてＨＡＺ靭性を改善する作用を有する。特に、入熱量の大きい溶接の際にその効果は大きい。かかる作用を効果的に発現させるためには、０．０００５％以上の添加が好ましい。もっとも多量に添加すると、かえって母材靭性、ＨＡＺ靭性を劣化させるようになる。このため、Ｂ量の上限を０．００５０％とし、好ましくは０．０３０％、より好ましくは０．００２０とするのがよい。
【００３１】
Ｎｂ：０．１００％以下
ＮｂもＢと同様、焼き入れ性を向上させる。すなわち、固溶Ｎｂは母材の焼入れ性を向上させて母材強度、溶接継手強度を向上させる効果があるが、過剰に添加すると、強度が過大になり、母材靭性、ＨＡＺ靭性を劣化させるようになる。このため、Ｎｂ量の上限を０．１００％、好ましくは０．０４０％、より好ましくは０．０２０％とする。
【００３２】
Ｖ：０．０６０％未満
ＶもＢ、Ｎｂと同様、少量の添加により焼入れ性を向上させる。また、焼き戻し軟化抵抗を高める効果がある。しかし、過剰に添加すると、強度が過大になり、母材靭性、ＨＡＺ靭性を劣化させるようになる。このため、Ｖ量の上限を０．０６０％、好ましくは０．０５０％、より好ましくは０．０４０％とする。
【００３３】
Ｃａ、ＲＥＭ：合計で０．００５０％以下
これらの元素は、ＭｎＳを球状化するという介在物の形態制御により異方性を低減する効果を有し、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する。しかし、過剰に添加すると、母材靭性をかえって劣化させるようになる。このため、これらの元素は合計で、その上限を０．００５０％、好ましくは０．００３０％とする。
【００３４】
Ｍｇ：０．００５０％以下
ＭｇはＭｇＯを形成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制することによってＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する。しかし、過剰に添加すると、母材靭性をかえって劣化させるようになる。このため、その上限を０．００５０％、好ましくは０．００３５％とする。
【００３５】
Ｚｒ：０．１００％以下
Ｈｆ：０．０５０％以下
Ｚｒ、ＨｆはＴｉと同様、Ｎと窒化物を形成して溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に有効な元素である。しかし、過剰に添加すると返って母材靭性、ＨＡＺ靭性を低下させる。このため、Ｚｒ量の上限を０．１００％、好ましくは０．０５０％とし、Ｈｆ量の上限を０．０５０％、好ましくは０．０３０とする。
【００３６】
Ｗ ：５．０％以下
Ｃｏ：５．０％以下
Ｗ、Ｃｏは、少量で焼入れ性を向上させ、強度を容易に確保するために有効である。Ｗはさらに焼き戻し軟化抵抗を向上させる作用を併有する。一方、過剰に添加すると、強度が高くなり過ぎて、却って母材靭性、ＨＡＺ靭性を低下させる。このため、これらの元素の上限を各々５．０％、好ましくは２．５％とする。
【００３７】
本発明の高強度高靭性鋼板は、常法によって製造することができ、鋼片をオーステナイト温度域、好ましくはＡＣ3 〜１３５０℃程度に加熱後、熱間圧延を行い、熱間圧延後、空冷あるいは直接冷却により６０℃/sec程度以下の平均冷却冷却速度で冷却すればよい。ＭＡやＧＢＦの生成をできるだけ抑制するには、好ましくは５℃/sec程度以上の平均冷却速度で加速冷却を行うのがよい。この加速冷却は、ＢＦ変態点（６５０〜４００℃程度）以下の温度域まで行えばよい。確実にＢＦ変態点以下にするには、２００℃程度以下まで行えばよい。なお、加速冷却は、高温では冷却速度が速いので、少なくとも８００℃以下で行えばよい。
【００３８】
熱間圧延の仕上温度は、常法のように１０００℃以下とすればよいが、８７０℃以下にすることにより、ＨＡＺ靭性をより向上させることができる。その理由は、母材を圧延するときに未再結晶域圧延を多く行うと、溶接熱影響を受けて逆変態する際に、変態核（圧延加工による歪）が多く存在するため、溶接後の旧γ粒径が結果的に高温（８７０℃超）で仕上げるよりも微細化するからである。このような理由から、仕上温度を８７０℃以下とすることが望ましいが、好ましくは８００℃以下、より好ましくは７５０℃以下とることによって、より効果的にＨＡＺ靭性を向上させることができる。また、このような低温仕上圧延を行うことにより、常法にて熱間圧延する場合に比して、ＡＳの下限を３．２０程度まで下方に拡大することができる。
【００３９】
上記製造方法により、熱間圧延後、高冷却速度から低冷却速度に渡ってＢＦが面積％で８５％以上、好ましくは９０％以上を含み、残部がＧＢＦ、ＭＡで形成された高強度、高靭性組織が得られる。ＭＡはＢＦやＧＢＦの界面に微細に生成するため、塊状ＭＡにように靭性を劣化させないが、少ない方が優れた靭性が得られるため、好ましくは５．０面積％以下、より好ましくは３．０％以下とするのがよい。
【００４０】
本発明の鋼板は、上記のとおり、熱間圧延後の冷却が高冷却速度から低冷却速度に渡ってＢＦを主体とした組織が得られるので、比較的厚い鋼板、例えば肉厚が５０mm程度のものでも７８０ＭＰａ以上の強度を有しながら、良好な母材靭性、ＨＡＺ靭性、耐低温割れ性を有するするものとなる。
次に、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものはでない。
【実施例】
【００４１】
下記表１〜３に示す鋼を溶製し、その溶湯を鋳造して得られたスラブ（厚さ２５０mm）を１１５０℃で加熱した後、熱間圧延を行い、表４及び５に示す仕上温度にて熱間圧延を終了し、８００〜２００℃の温度域を１０℃/secの平均冷却速度にて直接冷却（オンラインでの水冷）した。なお、表４及び５の試料の鋼は、試料番号と同様の鋼番号（表１〜３）の鋼に対応する。
【００４２】
得られた熱延板（板厚５０mm）に対し、熱延板の板厚の１／４部位から組織観察試験片を採取し、光学顕微鏡観察（倍率４００倍）を行ったところ、ＢＦを主体とし、残部がＧＢＦ及びＭＡによって形成されていた。また、ＢＦの面積分率を測定するため、組織観察試験片をナイタール腐食後、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）を用いて倍率１０００倍で組織を撮影し、撮影した画像を画像解析ソフト（名称 Image-Pro、プラネトロン社製）を用いて解析し、ＢＦの面積率を求めた。その結果を表４及び５に併せて示す。なお、発明例（試料No. １〜５９）についてはＭＡ量を測定したところ、３．０面積％以下であった。
【００４３】
また下記要領にて引張試験、衝撃試験を行い、母材の機械的性質を調べた。合格レベルは、引張強さが７８０ＭＰａ以上、靭性が吸収エネルギー（ｖＥ-20 ）で２００Ｊ以上である。
・引張試験
各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を得て、引張試験を行い、０．２％耐力、引張強さを測定した。
・衝撃試験
各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行い、−４０℃での吸収エネルギー（ｖＥ-20 ）を求め、母材靭性を評価した。
【００４４】
さらに、下記の要領にてＨＡＺ靭性を調べた。
入熱８００ｋＪ／ｃｍの１パス大入熱溶接（エレクトロスラグ溶接）を行い、ボンド（溶融線）から０．５mm離れたＨＡＺからＪＩＳ４号試験片を採取し、Ｖノッチシャルピー衝撃試験を行い、−４０℃での吸収工ネルギー（ｖＥ-40 ）を測定した。このとき、サンプル数を５個とし、その平均値を求め、ＨＡＺ靭性を評価した。合格レベルは、吸収エネルギー（ｖＥ-40 ）が平均値で１５０Ｊ以上である。
なお、発明例については、ＪＩＳＺ３１５８に規定されたｙ形溶接割れ試験方法に基づいて、試験に供した鋼板を０℃及び−２０℃に冷やした状態（ルート割れ防止予熱温度＝０℃，−２０℃）で、入熱１．７ｋＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行い、耐低温割れ性を調べたが、いずれの温度においても、割れが生じなかった。
【００４５】
上記調査結果を表４及び５に併せて示す。同表より、発明例は、母材靭性については、引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、またｖＥ-20 がすべて２００Ｊ以上であり、高強度にして母材靭性に優れる。また、８００Ｊ／ｃｍという大入熱溶接時のＨＡＺ靭性についても、ｖＥ-40 が１５０Ｊ以上の吸収エネルギーを有し、大入熱溶接においてもＨＡＺ靭性が優れていることが確かめられた。
一方、合金組成、[Ｔｉ]／[Ｎ]、ＡＳ値、ＤＬ値のいずれかが発明範囲を外れる比較例（表５、No. ８１〜１１５）は、発明例と同様、熱間圧延後、１０℃/sec程度の加速冷却を行ったにもかかわらず、ＨＡＺ靭性が６０Ｊ程度に達しないものが大部分であり、また母材のｖＥ-20 が総じて２００Ｊ未満で、母材靭性に劣るものであった。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】
【表３】
【００４９】
【表４】
【００５０】
【表５】
【図面の簡単な説明】
【００５１】
【図１】従来鋼および本発明鋼の熱間圧延後の冷却速度と組織との関係を説明するための模式的ＣＣＴ図である。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば橋梁、建築、船舶、ペンストック、タンク、その他の大型構造物に使用される、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼材に係り、特に大入熱溶接後の溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」ということがある。）の靭性に優れたものに関する。
【背景技術】
【０００２】
７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板では母材強度を確保する観点から合金成分が多量に添加されるため、小入熱溶接条件で冷却速度が速い場合、ＨＡＺが硬化して溶接割れ（低温割れ）が生じやすい。これを防ぐために溶接施工時に１００℃以上の予熱が行われる。この予熱を省略することができれば施工効率が大きく上がり、かつコスト低下を実現することができる。このため耐低温割れ性に優れた７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板が要望されている。
【０００３】
耐低温割れ性の指標として下記式で定義されるＰｃｍ（％）というパラメーターが提案され、従来、特開平９−３５９１号公報（特許文献１）や特開２００１−２００３３４号公報（特許文献２）に記載されているように、Ｐｃｍを制限して耐低温割れ性を改善する一方、Ｐｃｍを増加させ難く、微量添加で焼入性を向上させることができるＮｂ、Ｖ、Ｍｏを積極的に添加することで母材強度を確保することが行われてきた。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］
ただし、［Ｃ］〜［Ｂ］は各元素のmass％を表す。
【０００４】
一方、近年、構造物の大型化に伴い、大断面部材の溶接（大入熱溶接）が不可避となっており、この場合、ＨＡＺの組織が粗大化して、ＨＡＺ靭性が低下するという問題があった。これまで、鋼材のＨＡＺ靭性を改善する技術として、例えば、特開平９−１０４９４９号公報（特許文献３）にはＴｉＮを活用して、あるいは特開２００２−１２１６４１号公報（特許文献４）にはＴｉ含有酸化物系介在物を活用してＨＡＺ靭性を改善する技術が提案されている。
【特許文献１】特開平９−３５９１号公報
【特許文献２】特開２００１−２００３３４号公報
【特許文献３】特開平９−１０４９４９号公報
【特許文献４】特開２００２−１２１６４１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
７８０ＭＰａ級の高強度鋼板は、上記のとおり、耐低温割れ性を確保すべく、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏを積極的に添加しているが、このためベイナイト変態時に亀裂伝播の抵抗として作用するベイナイト・ブロックが粗大化し、第二相として粗大な硬質のＭＡ（Martensite-Austenite Constituent：マルテンサイトおよびオーステナイトの混合物）が生成するため、母材靭性やＨＡＺ靭性が劣化するという問題がある。
近年、耐震性の向上など、構造物の安全性の向上に対する要求がますます強まっており、７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板においても母材靭性や耐低温割れ性を確保した上で、大入熱溶接の際のＨＡＺ靭性の改善が求められている。しかし、従来のＨＡＺ靭性の改善技術ではかかる要望を満足させるに至っていない。
【０００６】
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、７８０ＭＰａ級の高強度を有しながら、母材靭性や耐低温割れ性を確保した上で、大入熱溶接の際に優れたＨＡＺ靭性を得ることができる高強度鋼材、鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明のポイントの一つは、鋼成分の設計に際し、これまで耐低温割れ割れ性の指標とされていたＰｃｍにとらわれず、鋼組織を考慮した成分設計を行うこと、すなわちＣを極低量に制限した上で、母材靭性、ＨＡＺ靭性に悪影響を与えるＮｂ、Ｖ、Ｍｏの添加を抑制し、焼き入れ性向上元素であるＭｎ及びＮｉ、あるいはさらにＣｕを積極的に添加し、これによって熱間圧延後の冷却速度が高速、低速のいずれにおいても、ベイニティック・フェライトを主体とする組織を生成させた点にある。
また、本発明の他のポイントは、大入熱溶接の際にボンド付近のＨＡＺにおいて吸収エネルギーが低下する原因を調べた結果、旧オーステナイト粒（γ粒）径の粗大化が原因となってＨＡＺ組織が全体的に粗大化するためＨＡＺ靭性が劣化するとの知見を得て、この知見を基に、微細分散することができるＴｉＮを高温まで安定化し、旧γ粒の微細化が可能な成分系とした点にある。
【０００８】
すなわち、本発明の高強度鋼材あるいは高強度鋼板は、mass％で、
Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｓｉ：０．０２〜１．００％、
Ｍｎ：１．１０〜２．９０％、
Ｐ：０〜０．０３０％、
Ｓ：０〜０．０１０％、
Ａｌ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．４０〜２．４０％、
Ｃｒ：０．５０〜１．９５％、
Ｍｏ：０．１６〜１．１０％、
Ｔｉ：０．００２〜０．０３０％、
Ｎ：０．００５８〜０．０１２０％
で、１．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］＜４．０
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記式で定義されるＡＳ値およびＤＬ値がＡＳ≧３．６０、ＤＬ≦２．８０であり、組織が主としてベイニティック・フェライトからなるものである。
ＡＳ＝［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋２×［Ｃｕ］
ＤＬ＝２．５×［Ｍｏ］＋３０×［Ｎｂ］＋１０×［Ｖ］
ただし、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（mass％）を表す。
【０００９】
本発明鋼材あるいは高強度鋼板は、前記化学成分にさらに、(1) Ｃｕ：１．６０％以下、(2) Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｖ：０．０６０％未満のいずれか一種以上、(3) Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種を合計で０．００５０％以下、(4) Ｍｇ：０．００５０％以下、(5) Ｈｆ：０．０５０％以下、Ｚｒ：０．１００％以下のいずれか１種または２種、(6) Ｗ：５．０％以下、Ｃｏ：５．０％以下のいずれか１種または２種、の各群から選ばれる元素を単独で、あるいは複合してさらに含有することができる。
【００１０】
また、上記高強度鋼板は、上記成分を有する鋼をオーステナイト域温度に加熱し、熱間圧延し、冷却して製造するに際し、熱間圧延の仕上温度を８７０℃以下とすることが好ましい。仕上温度を８７０℃以下とすることにより、溶接後の旧γ粒が微細化し、大入熱溶接の際のＨＡＺ靭性をより向上させることができる。
【発明の効果】
【００１１】
本発明鋼材、鋼板によれば、Ｃを極低量とし、Ｍｎ及びＮｉ、あるいはさらにＣｕをＡＳ値が３．６０以上になるように積極的に添加する一方、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの添加をＤＬ値が２．８０以下となるように抑制したので、熱延後の冷却速度の高低に拘わらず、また板厚が厚い場合であっても、ベイニティック・フェライトを主体とする組織とすることができ、母材強度、母材靭性に優れる。さらに比較的多量のＮを所定の［Ｔｉ］／［Ｎ］比の範囲内で添加したので、ＴｉＮを高温で安定化させることができ、これによってボンド近傍の旧γ粒を微細化することができるので、大入熱溶接を行った場合でも、優れたＨＡＺ靭性を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明鋼板の成分上の第一の要点は、極低Ｃ量の下で焼き入れ性向上元素であるＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを所定の母材強度を確保すべくＡＳ≧３．６０となるように積極的に添加し、他方、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏを母材靭性を確保すべくＤＬ≦２．８０となるように積極的に抑制した点にある。まず、本発明鋼板の鋼成分によって熱間圧延後に生じる組織、特性をＣＣＴ図を参照して説明する。
【００１３】
図１は本発明にかかるＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを積極的に添加した極低Ｃ系鋼（Ａ）および従来の高Ｃ系鋼（Ｂ１）、低Ｃ系鋼（Ｂ２）のＣＣＴ図を示す。図中、ＢＦはベイニティック・フェライト、ＧＢＦはグラニュラ・ベイニティック・フェライト、Ｍはマルテンサイト、Ｂはベイナイト、Ｆはフェライトを示す。同図より、本発明の鋼板では、熱間圧延後の冷却が高冷却速度（ＣＲ１）、低冷却速度（ＣＲ２）のいずれにおいても、ＢＦが面積率で８５％以上、より好ましくは９０％以上生成し、第二相ＭＡが微細に分散した微細ベイナイト（ベイニティックフェライト）組織が得られるようになる。かかるＢＦを主体とする組織により、肉厚が５０mm程度以上の厚板であっても、母材の機械的性質として７８０ＭＰａ以上の強度が得られ、また優れた靭性を備えたものになる。しかも、高冷却速度（ＣＲ１）、低冷却速度（ＣＲ２）のいずれにおいても、上記のとおり、ほぼ全組織が硬さの冷却速度感受性の低いＢＦとなるため、小入熱溶接条件（入熱数ｋＪ／cm程度）においてはＨＡＺの硬さを低減（耐低温割れ性を向上）させることができ、また大入熱溶接条件（入熱数百ｋＪ／ｃｍ程度）下での低速冷却時においても比較的良好なＨＡＺ靭性を得ることができる。一方、従来の高Ｃ系鋼（Ｂ１）は高冷却速度（ＣＲ１）では、フェライトや粗大ベイナイトが生成し、それに伴い粗大かつ塊状のＭＡが生成するため、母材強度や靭性が低下し、また前記中入熱溶接時のＨＡＺ靭性を確保することも難しかった。
【００１４】
次に、本発明鋼板の成分上の第二の要点について説明する。
上記ＢＦを主体とする組織にすることにより、母材靭性、ＨＡＺ靭性が向上するが、８００ｋＪ／cm程度の大入熱溶接下においても、十分なＨＡＺ靭性を確保するには、前記組織を前提として、ＨＡＺにおける旧γ粒径の粗大化を抑制すべく、比較的多量のＮを［Ｔｉ］／［Ｎ］比が１．０〜４．０となる範囲で添加することが重要である。
前記Ｎの多量添加により、大入熱溶接下においてＨＡＺ靭性が向上する理由は必ずしも明らかではないが、以下のように推測される。まず、高Ｎ化することによって、ＴｉＮ生成時の駆動力を増加させ、常法により製造しても、ＴｉＮを微細分散することが出来るものと考えられる。さらに、それと同時にＮとＴｉの添加バランスを上記のように制御することにより、ＴｉＮの高温での安定性を増加させることができたものと考えられる。すなわち、高Ｎ化およびＮとＴｉの添加バランスによって、ボンド近傍の旧γ粒の微細化が安定的に達成され、ＨＡＺ靭性のバラツキが大幅に改善（低減）するとともに、さらにＡＳ、ＤＬの適正な調整と相まって変態後のγ粒内の組織（ベイニティックフェライト）も微細化することができ、これらによって大入熱溶接後においても優れたＨＡＺ靭性を確保することができたものと推測される。
なお、本発明者の研究により、従来のように母相がフェライト・パーライト組織では、母相中に固溶Ｎが存在すると靭性が劣化するため、十分に高Ｎ化することができないが、本発明のように母相をＢＦ主体の組織とすることにより、固溶Ｎを第二相ＭＡ中に濃化させることができるため、高Ｎ化しても靭性が劣化しないことがわかった。
【００１５】
ここで、本発明の高強度鋼材、鋼板の成分限定理由を説明する。単位は全てmass％である。
Ｃ：０．０１０〜０．０８０％
Ｃは母材強度を確保するために必要な元素である。０．０１０％未満では焼き入れ性向上元素を積極的に添加しても７８０ＭＰａ以上の母材強度を確保できないようになる。一方、０．０８０％超になると、ＭＡが多量に生成するようになり、母材靭性、ＨＡＺ靭性が劣化するようになる。このため、Ｃ量の下限を０．０１％とし、好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０３０％以上とするのがよく、一方その上限を０．０８０％とし、好ましくは０．０７０％、より好ましくは０．０６０％とするのがよい。
【００１６】
Ｓｉ：０．０２〜１．００％
Ｓｉは固溶強化作用を有するが、過剰に添加すると母材、ＨＡＺにＭＡが多く生成するようになり、母材靭性、ＨＡＺ靭性が劣化する。このため、Ｓｉ量の下限を０．０２％、好ましくは０．１０％とし、その上限を１．００％、好ましくは０．８０％とする。
【００１７】
Ｍｎ：１．１０〜２．９０％
Ｍｎは焼き入れ性を向上させ、強度、靭性を確保するのに有効な元素であるが、過剰に添加すると強度が過大になり、母材靭性、ＨＡＺ靭性が却って低下するようになる。このため、Ｍｎ量の下限を１．１０％とし、好ましくは１．４０％、より好ましくは１．７０％、さらに好ましくは１．９０％とするのがよい。
【００１８】
Ｐ：０〜０．０３０％以下、Ｓ：０〜０．０１０％以下
これらの元素は偏析し易い不純物元素であり、母材靭性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすため、少ない程よく、本発明ではＰを０．０３０％以下、Ｓを０．０１０％以下に止める。
【００１９】
Ａｌ：０．２０％以下
Ａｌは脱酸元素として添加するが、過剰に添加するとＭＡが多く生成するようになり、母材靭性、ＨＡＺ靭性が劣化する。このため、Ａｌ量の上限を０．２０％、好ましくは０．１５％、より好ましくは０．１０％とするのがよい。
【００２０】
Ｎｉ：０．４０〜２．４０％
Ｎｉは鋼の低温靭性の向上および焼き入れ性を高めて強度を向上させるとともに、熱間割れおよび溶接高温割れの防止にも効果がある。しかし、過剰に添加すると、スケール疵が発生しやすくなる。このため、Ｎｉ量の下限を０．４０％、好ましくは０．６０％、より好ましくは０．８０％、さらに好ましくは１．００％以上とし、その上限を２．４０％とする。
【００２１】
Ｃｒ：０．５０〜１．９５％
Ｃｒは母材、溶接部の強度を高めるが、過剰に添加すると母材靭性、ＨＡＺ靭性を却って劣化させる。このため、Ｃｒ量の下限を０．５０％、好ましくは０．７０％、より好ましくは１．００％とし、その上限を１．９５％、好ましくは１．７０％、より好ましくは１．５０％とする。
【００２２】
Ｍｏ：０．１６〜１．１０％
Ｍｏは焼き入れ性を向上させ、高強度を確保するために有効であり、焼き戻し脆性を防止するために有効な元素であるが、過剰に添加すると母材靭性、ＨＡＺ靭性が却って低下する。このため、Ｍｏ量の下限を０．１６％、好ましくは０．２２％、より好ましくは０．２５％、さらに好ましくは０．４０％とし、その上限を１．１０％、好ましくは０．８０％、より好ましくは０．６０％とする。
【００２３】
Ｔｉ：０．００２〜０．０３０％
ＴｉはＮと結合して窒化物を形成し、溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に有効な元素である。Ｔｉ量が０．００２％未満では細粒化効果が過小でありため、その下限を０．００２％、好ましくは０．００７％、より好ましくは０．０１０％、さらに好ましくは０．０１２％とする。一方、過剰に添加すると、ＴｉＮが粗大化し、却って母材靭性、ＨＡＺ靭性を劣化させるおそれがあるため、上限を０．０３０％、好ましくは０．０２５％、より好ましくは０．０２０％とする。
【００２４】
Ｎ：０．００５８〜０．０１２０％
Ｎは、Ｔｉと共に大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を向上させるための重要な元素であり、Ｔｉと結合し、ＴｉＮを形成して大入熱溶接時のオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ勒性を向上させる効果を有する。しかし、Ｎの過剰添加は、母材靭性、ＨＡＺ靭性に悪影響を与えるようになる。前記Ｎの効果を有効に発揮させるため、Ｎ量の下限を０．００５８％とし、好ましくは０．００６０％、より好ましくは０．００７０％、さらに好ましくは０．００８０とするのがよく、その上限を０．０１２０％とし、好ましくは０．０１００％、より好ましくは０．００９０％とするのがよい。
【００２５】
［Ｔｉ］／［Ｎ］：１．０〜４．０
［Ｔｉ］／［Ｎ］の比が１．０未満では固溶Ｎが過剰となり、母材靭性、ＨＡＺ靭性が劣化する。一方、４．０を超えるとＴｉＮが微細分散し難くなり、やはり母材靭性、ＨＡＺ靭性が低下するようになる。このため、前記比の下限を１．０とし、その上限を４．０、好ましくは３．０、より好ましくは２．０とする。
【００２６】
ＡＳ値：３．６０以上
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕの添加量は、母材強度、ＨＡＺ靭性と密接な関係があり、ＣｕはＭｎ、Ｎｉに比して２倍程度、強度向上効果が高い。熱延後、高冷却速度から低冷却速度の範囲で母材強度を７８０ＭＰａ以上にするには、後述の実施例から明らかなようにＡＳ値を３．６０以上にする必要がある。それにより、母相のＢＦ量も８５面積％以上得られるようになる。母材靭性、ＨＡＺ靭性は、ＢＦ量が多いほど向上するため、ＢＦ量は好ましくは９０面積％以上、より好ましくは９５面積％以上とするのがよく、そのためには前記ＡＳ値を高くするようにＭｎ、Ｎｉ、後述するＣｕの添加量を調整する。ＡＳ値が高いほど、低冷却速度（大入熱溶接）時に低温で変態したＢＦが得られ、ＢＦ量が増大する。このため、ＡＳ値は、好ましくは４．００以上、より好ましくは４．５０以上、さらに好ましくは５．００以上とするのがよい。
【００２７】
ＤＬ値：２．８０以下
Ｍｏは上記のとおり焼き入れ性を向上させる作用がある。後述するＮｂ、Ｖも同様の作用がある。その一方、これらの元素が過剰に添加されると、粗大なベイナイト組織が生成し、母材靭性、ＨＡＺ靭性が劣化する。このような靭性の劣化作用は各元素について一様ではなく、発明者等の実験によりＭｏを１としたとき、Ｎｂは１２倍程度、Ｖは４倍程度である。後述の実施例から明らかなように、ｖＥ-20＝２００Ｊ以上の良好な母村靭性を確保するには、ＤＬ値を２．８０以下とし、好ましくは２．５０以下、より好ましくは２．００以下、さらに好ましくは１．５０％、さらにより好ましくは１．００以下とするようにＭｏ、Ｎｂ、Ｖの添加を制限するのがよい。
【００２８】
本発明の鋼板は以上の成分のほか、残部Ｆｅおよび不可避的不純物によって形成されるが、上記成分の作用、効果を損なわない範囲で特性をより向上させる元素の添加を妨げるものではない。例えば、(1) Ｃｕ：１．６０％以下、(2) Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｖ：０．０６０％未満のいずれか一種以上、(3) Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種を合計で０．００５０％以下、(4) Ｍｇ：０．００５０％以下、(5) Ｈｆ：０．０５０％以下、Ｚｒ：０．１００％以下のいずれか１種または２種、(6) Ｗ：５．０％以下、Ｃｏ：５．０％以下のいずれか１種または２種、の各群から選ばれる元素を単独で、あるいは複合してさらに含有することができる。以下、これらの補助元素の限定理由を述べる。
【００２９】
Ｃｕ：１．６０％以下
Ｃｕは固溶強化と析出強化によって母材強度を向上させ、またＭｏ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒほどではないが焼き入れ性を向上させる作用を有する。かかる作用を効果的に発現させるには、好ましくは０．３０％以上、より好ましくは０．５０％以上添加することが望ましい。もっとも、１．６０％を超えると母材靭性、ＨＡＺ靭性を低下させるようになるので、Ｃｕ量の上限を１．６０％とし、好ましくは１．４０％、より好ましくは１．２０％、さらに好ましくは１．００％とするのがよい。
【００３０】
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは焼き入れ性を向上させてＨＡＺ靭性を改善する作用を有する。特に、入熱量の大きい溶接の際にその効果は大きい。かかる作用を効果的に発現させるためには、０．０００５％以上の添加が好ましい。もっとも多量に添加すると、かえって母材靭性、ＨＡＺ靭性を劣化させるようになる。このため、Ｂ量の上限を０．００５０％とし、好ましくは０．０３０％、より好ましくは０．００２０とするのがよい。
【００３１】
Ｎｂ：０．１００％以下
ＮｂもＢと同様、焼き入れ性を向上させる。すなわち、固溶Ｎｂは母材の焼入れ性を向上させて母材強度、溶接継手強度を向上させる効果があるが、過剰に添加すると、強度が過大になり、母材靭性、ＨＡＺ靭性を劣化させるようになる。このため、Ｎｂ量の上限を０．１００％、好ましくは０．０４０％、より好ましくは０．０２０％とする。
【００３２】
Ｖ：０．０６０％未満
ＶもＢ、Ｎｂと同様、少量の添加により焼入れ性を向上させる。また、焼き戻し軟化抵抗を高める効果がある。しかし、過剰に添加すると、強度が過大になり、母材靭性、ＨＡＺ靭性を劣化させるようになる。このため、Ｖ量の上限を０．０６０％、好ましくは０．０５０％、より好ましくは０．０４０％とする。
【００３３】
Ｃａ、ＲＥＭ：合計で０．００５０％以下
これらの元素は、ＭｎＳを球状化するという介在物の形態制御により異方性を低減する効果を有し、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する。しかし、過剰に添加すると、母材靭性をかえって劣化させるようになる。このため、これらの元素は合計で、その上限を０．００５０％、好ましくは０．００３０％とする。
【００３４】
Ｍｇ：０．００５０％以下
ＭｇはＭｇＯを形成し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制することによってＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する。しかし、過剰に添加すると、母材靭性をかえって劣化させるようになる。このため、その上限を０．００５０％、好ましくは０．００３５％とする。
【００３５】
Ｚｒ：０．１００％以下
Ｈｆ：０．０５０％以下
Ｚｒ、ＨｆはＴｉと同様、Ｎと窒化物を形成して溶接時におけるＨＡＺのオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に有効な元素である。しかし、過剰に添加すると返って母材靭性、ＨＡＺ靭性を低下させる。このため、Ｚｒ量の上限を０．１００％、好ましくは０．０５０％とし、Ｈｆ量の上限を０．０５０％、好ましくは０．０３０とする。
【００３６】
Ｗ ：５．０％以下
Ｃｏ：５．０％以下
Ｗ、Ｃｏは、少量で焼入れ性を向上させ、強度を容易に確保するために有効である。Ｗはさらに焼き戻し軟化抵抗を向上させる作用を併有する。一方、過剰に添加すると、強度が高くなり過ぎて、却って母材靭性、ＨＡＺ靭性を低下させる。このため、これらの元素の上限を各々５．０％、好ましくは２．５％とする。
【００３７】
本発明の高強度高靭性鋼板は、常法によって製造することができ、鋼片をオーステナイト温度域、好ましくはＡＣ3 〜１３５０℃程度に加熱後、熱間圧延を行い、熱間圧延後、空冷あるいは直接冷却により６０℃/sec程度以下の平均冷却冷却速度で冷却すればよい。ＭＡやＧＢＦの生成をできるだけ抑制するには、好ましくは５℃/sec程度以上の平均冷却速度で加速冷却を行うのがよい。この加速冷却は、ＢＦ変態点（６５０〜４００℃程度）以下の温度域まで行えばよい。確実にＢＦ変態点以下にするには、２００℃程度以下まで行えばよい。なお、加速冷却は、高温では冷却速度が速いので、少なくとも８００℃以下で行えばよい。
【００３８】
熱間圧延の仕上温度は、常法のように１０００℃以下とすればよいが、８７０℃以下にすることにより、ＨＡＺ靭性をより向上させることができる。その理由は、母材を圧延するときに未再結晶域圧延を多く行うと、溶接熱影響を受けて逆変態する際に、変態核（圧延加工による歪）が多く存在するため、溶接後の旧γ粒径が結果的に高温（８７０℃超）で仕上げるよりも微細化するからである。このような理由から、仕上温度を８７０℃以下とすることが望ましいが、好ましくは８００℃以下、より好ましくは７５０℃以下とることによって、より効果的にＨＡＺ靭性を向上させることができる。また、このような低温仕上圧延を行うことにより、常法にて熱間圧延する場合に比して、ＡＳの下限を３．２０程度まで下方に拡大することができる。
【００３９】
上記製造方法により、熱間圧延後、高冷却速度から低冷却速度に渡ってＢＦが面積％で８５％以上、好ましくは９０％以上を含み、残部がＧＢＦ、ＭＡで形成された高強度、高靭性組織が得られる。ＭＡはＢＦやＧＢＦの界面に微細に生成するため、塊状ＭＡにように靭性を劣化させないが、少ない方が優れた靭性が得られるため、好ましくは５．０面積％以下、より好ましくは３．０％以下とするのがよい。
【００４０】
本発明の鋼板は、上記のとおり、熱間圧延後の冷却が高冷却速度から低冷却速度に渡ってＢＦを主体とした組織が得られるので、比較的厚い鋼板、例えば肉厚が５０mm程度のものでも７８０ＭＰａ以上の強度を有しながら、良好な母材靭性、ＨＡＺ靭性、耐低温割れ性を有するするものとなる。
次に、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものはでない。
【実施例】
【００４１】
下記表１〜３に示す鋼を溶製し、その溶湯を鋳造して得られたスラブ（厚さ２５０mm）を１１５０℃で加熱した後、熱間圧延を行い、表４及び５に示す仕上温度にて熱間圧延を終了し、８００〜２００℃の温度域を１０℃/secの平均冷却速度にて直接冷却（オンラインでの水冷）した。なお、表４及び５の試料の鋼は、試料番号と同様の鋼番号（表１〜３）の鋼に対応する。
【００４２】
得られた熱延板（板厚５０mm）に対し、熱延板の板厚の１／４部位から組織観察試験片を採取し、光学顕微鏡観察（倍率４００倍）を行ったところ、ＢＦを主体とし、残部がＧＢＦ及びＭＡによって形成されていた。また、ＢＦの面積分率を測定するため、組織観察試験片をナイタール腐食後、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）を用いて倍率１０００倍で組織を撮影し、撮影した画像を画像解析ソフト（名称 Image-Pro、プラネトロン社製）を用いて解析し、ＢＦの面積率を求めた。その結果を表４及び５に併せて示す。なお、発明例（試料No. １〜５９）についてはＭＡ量を測定したところ、３．０面積％以下であった。
【００４３】
また下記要領にて引張試験、衝撃試験を行い、母材の機械的性質を調べた。合格レベルは、引張強さが７８０ＭＰａ以上、靭性が吸収エネルギー（ｖＥ-20 ）で２００Ｊ以上である。
・引張試験
各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を得て、引張試験を行い、０．２％耐力、引張強さを測定した。
・衝撃試験
各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行い、−４０℃での吸収エネルギー（ｖＥ-20 ）を求め、母材靭性を評価した。
【００４４】
さらに、下記の要領にてＨＡＺ靭性を調べた。
入熱８００ｋＪ／ｃｍの１パス大入熱溶接（エレクトロスラグ溶接）を行い、ボンド（溶融線）から０．５mm離れたＨＡＺからＪＩＳ４号試験片を採取し、Ｖノッチシャルピー衝撃試験を行い、−４０℃での吸収工ネルギー（ｖＥ-40 ）を測定した。このとき、サンプル数を５個とし、その平均値を求め、ＨＡＺ靭性を評価した。合格レベルは、吸収エネルギー（ｖＥ-40 ）が平均値で１５０Ｊ以上である。
なお、発明例については、ＪＩＳＺ３１５８に規定されたｙ形溶接割れ試験方法に基づいて、試験に供した鋼板を０℃及び−２０℃に冷やした状態（ルート割れ防止予熱温度＝０℃，−２０℃）で、入熱１．７ｋＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行い、耐低温割れ性を調べたが、いずれの温度においても、割れが生じなかった。
【００４５】
上記調査結果を表４及び５に併せて示す。同表より、発明例は、母材靭性については、引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、またｖＥ-20 がすべて２００Ｊ以上であり、高強度にして母材靭性に優れる。また、８００Ｊ／ｃｍという大入熱溶接時のＨＡＺ靭性についても、ｖＥ-40 が１５０Ｊ以上の吸収エネルギーを有し、大入熱溶接においてもＨＡＺ靭性が優れていることが確かめられた。
一方、合金組成、[Ｔｉ]／[Ｎ]、ＡＳ値、ＤＬ値のいずれかが発明範囲を外れる比較例（表５、No. ８１〜１１５）は、発明例と同様、熱間圧延後、１０℃/sec程度の加速冷却を行ったにもかかわらず、ＨＡＺ靭性が６０Ｊ程度に達しないものが大部分であり、また母材のｖＥ-20 が総じて２００Ｊ未満で、母材靭性に劣るものであった。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】
【表３】
【００４９】
【表４】
【００５０】
【表５】
【図面の簡単な説明】
【００５１】
【図１】従来鋼および本発明鋼の熱間圧延後の冷却速度と組織との関係を説明するための模式的ＣＣＴ図である。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass％で、
Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｓｉ：０．０２〜１．００％、
Ｍｎ：１．１０〜２．９０％、
Ｐ：０〜０．０３０％、
Ｓ：０〜０．０１０％、
Ａｌ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．４０〜２．４０％、
Ｃｒ：０．５０〜１．９５％、
Ｍｏ：０．１６〜１．１０％、
Ｔｉ：０．００２〜０．０３０％、
Ｎ：０．００５８〜０．０１２０％
で、１．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］＜４．０
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記式で定義されるＡＳ値およびＤＬ値がＡＳ≧３．６０、ＤＬ≦２．８０であり、組織が主としてベイニティック・フェライトからなることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼板。
ＡＳ＝［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋２×［Ｃｕ］
ＤＬ＝２．５×［Ｍｏ］＋３０×［Ｎｂ］＋１０×［Ｖ］
ただし、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（mass％）を表す。
【請求項２】
さらに、Ｃｕ：１．６０％以下を含む、請求項１に記載した高強度鋼材。
【請求項３】
さらに、Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｖ：０．０６０％未満のいずれか一種以上を含む請求項１又は２に記載した高強度鋼材。
【請求項４】
さらに、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種を合計で０．００５０％以下含む請求項１から３のいずれか１項に記載した高強度鋼材。
【請求項５】
さらに、Ｍｇ：０．００５０％以下を含む請求項１から４のいずれか１項に記載した高強度鋼材。
【請求項６】
さらに、Ｈｆ：０．０５０％以下、Ｚｒ：０．１００％以下のいずれか１種または２種を含む請求項１から５いずれか１項に記載した高強度鋼材。
【請求項７】
さらに、Ｗ：５．０％以下、Ｃｏ：５．０％以下のいずれか１種または２種を含む請求項１から６のいずれか１項に記載した高強度鋼材。
【請求項８】
請求項１から７のいずれか１項に記載した高強度鋼材によって形成された、高強度鋼板。
【請求項９】
請求項１から７のいずれか１項に記載した成分を有する鋼をオーステナイト域温度に加熱し、仕上温度を８７０℃以下として熱間圧延し、冷却する、高強度鋼板の製造方法。
【請求項１】
mass％で、
Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｓｉ：０．０２〜１．００％、
Ｍｎ：１．１０〜２．９０％、
Ｐ：０〜０．０３０％、
Ｓ：０〜０．０１０％、
Ａｌ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．４０〜２．４０％、
Ｃｒ：０．５０〜１．９５％、
Ｍｏ：０．１６〜１．１０％、
Ｔｉ：０．００２〜０．０３０％、
Ｎ：０．００５８〜０．０１２０％
で、１．０≦［Ｔｉ］／［Ｎ］＜４．０
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ下記式で定義されるＡＳ値およびＤＬ値がＡＳ≧３．６０、ＤＬ≦２．８０であり、組織が主としてベイニティック・フェライトからなることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼板。
ＡＳ＝［Ｍｎ］＋［Ｎｉ］＋２×［Ｃｕ］
ＤＬ＝２．５×［Ｍｏ］＋３０×［Ｎｂ］＋１０×［Ｖ］
ただし、［Ｘ］は元素Ｘの含有量（mass％）を表す。
【請求項２】
さらに、Ｃｕ：１．６０％以下を含む、請求項１に記載した高強度鋼材。
【請求項３】
さらに、Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｖ：０．０６０％未満のいずれか一種以上を含む請求項１又は２に記載した高強度鋼材。
【請求項４】
さらに、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種を合計で０．００５０％以下含む請求項１から３のいずれか１項に記載した高強度鋼材。
【請求項５】
さらに、Ｍｇ：０．００５０％以下を含む請求項１から４のいずれか１項に記載した高強度鋼材。
【請求項６】
さらに、Ｈｆ：０．０５０％以下、Ｚｒ：０．１００％以下のいずれか１種または２種を含む請求項１から５いずれか１項に記載した高強度鋼材。
【請求項７】
さらに、Ｗ：５．０％以下、Ｃｏ：５．０％以下のいずれか１種または２種を含む請求項１から６のいずれか１項に記載した高強度鋼材。
【請求項８】
請求項１から７のいずれか１項に記載した高強度鋼材によって形成された、高強度鋼板。
【請求項９】
請求項１から７のいずれか１項に記載した成分を有する鋼をオーステナイト域温度に加熱し、仕上温度を８７０℃以下として熱間圧延し、冷却する、高強度鋼板の製造方法。
【図１】
【公開番号】特開２００６−１１８００７（Ｐ２００６−１１８００７Ａ）
【公開日】平成１８年５月１１日（２００６．５．１１）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００４−３０７８５６（Ｐ２００４−３０７８５６）
【出願日】平成１６年１０月２２日（２００４．１０．２２）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成１８年５月１１日（２００６．５．１１）
【国際特許分類】
【出願日】平成１６年１０月２２日（２００４．１０．２２）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
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