音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
【課題】 Ｍｎの添加量を増加させると共にＮｉやＣｕの添加量を削減させることが可能であり、しかも降伏強さが４５０ＭＰａ以上の高張力を有する音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】 本発明の高張力鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎｂ：０．０２５％以上、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｎ：０．００２〜０．００８％を含有し、ＮｂおよびＴｉは０．０４５％≦Ｎｂ＋２×Ｔｉ≦０．１０５％を満足し、Ｐ：０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｓ：０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下を含有し、Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）の値が０．００２２〜０．００５５であり、残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする。
【解決手段】 本発明の高張力鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎｂ：０．０２５％以上、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｎ：０．００２〜０．００８％を含有し、ＮｂおよびＴｉは０．０４５％≦Ｎｂ＋２×Ｔｉ≦０．１０５％を満足し、Ｐ：０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｓ：０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下を含有し、Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）の値が０．００２２〜０．００５５であり、残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
橋梁、船舶、建築構造物、海洋構造物、圧力容器、ペンストック、ラインパイプなどの溶接構造部材として用いられる降伏強さ４５０ＭＰａ以上の高張力鋼板には、強度のほか靭性や溶接性が要求され、近年では特に大入熱での溶接性が要求されることも多く、特性向上の検討は従来からも多数なされており、この高張力鋼板の組成および製造条件等についても多数の提案がなされている。例えば、製造方法では、鋼板を圧延した後、オフラインで再加熱焼入れし、さらに再加熱焼戻し処理する方法が既に提案されている（例えば、特許文献１、２参照）。
また、鋼板を圧延した後にオンラインで焼入れを行う、いわゆる直接焼入れに関する技術も提案されている（例えば、特許文献３〜５参照）。
この様に、再加熱焼入れ、直接焼入れ、のいずれの場合においても、オフラインでの焼戻し処理工程が必要になる。
【０００３】
ところで、従来の高張力鋼板の製造方法では、オフラインでの焼戻し処理工程を行うために、生産性が低下してしまうという欠点があり、そこで、生産性を高めるに、焼戻し処理を省略することによりオフラインでの熱処理を必要としない、いわゆる非調質の製造方法が提案されている（例えば、特許文献６〜９参照）。
非調質の製造方法としては、鋼板の圧延後の加速冷却を途中で停止する、加速冷却−途中停止プロセスが既に提案されている。
【０００４】
この加速冷却−途中停止プロセスとは、加速冷却によって変態温度以下まで急冷して焼入れ組織を得ながら、変態後の比較的温度の高い状態で水冷を停止することで徐冷過程に移行させ、この徐冷過程で焼戻し効果を得て再加熱焼戻しを省略する方法である。
この加速冷却−途中停止プロセスでは、引張強さが５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板が得られている（特許文献９）。
また、非調質の製造方法を改良した技術として、圧延後に水冷を施さない非調質プロセスが提案されている（例えば、特許文献１０参照）。この非調質プロセスは、低温での制御圧延を行わないので、音響異方性が大きくならないという長所がある。
【特許文献１】特開昭５３−１１９２１９号公報
【特許文献２】特開平０１−１４９９２３号公報
【特許文献３】特開昭５２−０８１０１４号公報
【特許文献４】特開昭６３−０３３５２１号公報
【特許文献５】特開平０２−２０５６２７号公報
【特許文献６】特開昭５４−０２１９１７号公報
【特許文献７】特開昭５４−０７１７１４号公報
【特許文献８】特開２００１−０６４７２３号公報
【特許文献９】特開２００１−０６４７２８号公報
【特許文献１０】特開２００２−０５３９１２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
ところで、従来の非調質の製造方法では、いずれも靭性や強度を得るために比較的低温での制御圧延を必要としているために、圧延を終了する温度が８００℃前後となり、温度待ちの時間を要することとなり、生産性が高いとはいえないものである。一方、特に橋梁、建築物等への用途では、溶接部の超音波斜角探傷試験の精度に影響するために、音響異方性が小さいことが要求されるが、８００℃程度の温度で圧延を終了する制御圧延では、集合組織が形成されるために鋼板の音響異方性が大きいものとなり、橋梁、建築物等への用途としては必ずしも適したものとはいえない。
【０００６】
また、従来の加速冷却−途中停止プロセスでは、引張強さが５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板が得られるものの、この鋼板に含まれるＶは、加速冷却停止後の徐冷段階においても析出強化に寄与するとされているが、実際には、Ｖは途中加速冷却停止後の徐冷段階での析出速度がＮｂ、Ｔｉに比べて遅く、析出強化に積極的に寄与しているとは考え難いために、この成分組成では必ずしも安定的な強度は得られない。
また、圧延後に水冷を施さない非調質プロセスでは、強度を得るために、ＣｕやＮｉ等の高価な金属成分の含有量が多く、製造工程における特性の安定性および生産性に問題があり、さらには経済性にも問題が生じることとなる。
【０００７】
本発明は、上記の事情に鑑みてなされたものであって、Ｍｎの添加量を増加させると共に高価なＮｉやＣｕの添加量を削減させることが可能であり、しかも降伏強さが４５０ＭＰａ以上の高張力を有する音響異方性が小さく溶接性に優れた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。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
高張力鋼の強化手段はいくつかあるが、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃｒの炭化物あるいは窒化物などの析出強化を利用する方法は、比較的少ない合金成分での強化が可能である。その際、大きな析出強化量を得るためには、素地と整合性のある析出物を形成させることが重要となる。
特に、加速冷却−途中停止プロセスでは、圧延中の段階では鋼組織はオーステナイトであり、加速冷却によって変態し、ベイナイトやフェライト等のフェライト素地の組織になる。圧延や加速冷却前にオーステナイト中で析出した析出物は、変態後には素地との整合性を失って強化効果は小さくなる。また、圧延の早い段階で析出した析出物は、粗大化して靭性を低下させる要因ともなる。したがって、圧延中および加速冷却前には析出物の析出は抑制し、加速冷却停止後の徐冷中の段階でベイナイトまたはフェライト組織中にできるだけ析出させることが重要である。
【０００９】
水冷後に再加熱して焼戻し熱処理を行うプロセスであれば、析出のための温度と時間を十分にとることができるので、大きな析出強化を容易に得やすい。
これに対して、再加熱焼戻しを行わない加速冷却−途中停止プロセスの場合は加速冷却停止後の徐冷中に析出を期待するのであるが、焼入れ組織を得るために加速冷却停止温度はある程度低温にせざるを得ないので、析出のための温度、時間ともに制約され、析出強化には一般に不利である。
以上により、従来の非調質プロセスでは、生産性が高い反面、調質プロセスと同じ強度を得るには、合金元素を多く必要とするか、低温での制御圧延を行うか、のいずれかの方法を採らざるを得なかったわけである。
【００１０】
そこで、本発明者等は、生産性の高い加速冷却−途中停止プロセスを基本プロセスとしながら、合金元素の多量添加や低温での制御圧延によることなく高強度を得るために、特に析出強化を最大限生かす方法について鋭意検討を重ねた。
まず、加速冷却停止後徐冷過程における析出挙動を明らかにするため、ベイナイトまたはフェライト組織ないしはそれらの混合組織中での各合金元素の炭化物、窒化物、炭窒化物の析出速度および析出強化量と、温度および保持時間との関係について詳細に検討した。その結果、ベイナイトまたはフェライト組織ないしはそれらの混合組織中では、Ｎｂの炭窒化物及びＴｉの炭化物の析出速度がＶ等の他の元素の析出速度に比べて速く、かつこれらは素地と整合な析出物となるために強化量が大きく、特に、５５０〜７００℃の温度領域での析出速度が速く、強化量が大きいことがわかった。
さらに、ＮｂとＴｉ、あるいはＮｂとＴｉとＭｏとを併用して複合析出させた場合には、相乗効果によって短時間の保持でも素地と整合な析出物が微細分散し大きな析出強化を得ることができることが分かった。
【００１１】
また、Ｎｂ、Ｔｉの含有量が多すぎた場合、生成する析出物が粗大になる傾向があり、析出物の個数はかえって少なくなるために、析出強化量が低下し、Ｎｂ、Ｔｉの炭化物、窒化物および／または炭窒化物のオーステナイト中および／またはフェライト中での析出速度や析出物の形態は、Ｎｂ、Ｔｉそれぞれの含有量及びＣ、Ｎそれぞれの含有量によって大きく影響を受ける。
本発明者等は、種々の実験および解析により、Ｎｂ、Ｔｉの炭化物、窒化物および／または炭窒化物の析出速度、析出形態が、パラメータＡ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）を用いてよく整理され、このＡ値を一定範囲内に抑制することで、圧延中の析出を抑制しながら水冷途中停止後の徐冷中の微細な析出を十分に得ることができるという知見を得た。
【００１２】
すなわち、Ｎｂ、Ｔｉそれぞれの含有量が多いほど、Ｃ、Ｎの含有量を少なくする必要があることになる。ここで、Ａの値が小さすぎると、フェライト中の析出速度が遅くなり、十分な析出強化が得られず、一方、Ａの値が大きすぎると、オーステナイト中の炭化物、窒化物および／または炭窒化物の析出速度が早くなりすぎて析出物が粗大化し、加速冷却停止後の徐冷中の整合析出量も不足するため、やはり析出強化量が低下する。また、Ｓｉも炭化物の生成速度に影響するため、一定の範囲の含有量とする必要がある。
【００１３】
これらの析出強化効果には組織の影響も大きい。ベイナイト組織は、フェライトに比べ転位密度など加工組織を維持しやすい。微細整合析出を促進させるには加工組織に含まれる転位や変形帯などの析出サイトが十分に存在することが非常に有効に作用する。本発明者等の検討によれば、十分な強化を得るにはベイナイト単相か、ベイナイトの体積分率４０％以上のベイナイトとフェライトの混合組織とすることが必要である。また、パーライトや島状マルテンサイトなどは相界面へ析出して強化効果が小さくなり、靭性なども低下するため、パーライトおよび島状マルテンサイトの体積分率の和を８％以下とすることが必要である。
【００１４】
ひきつづき、本発明者等は、最大限の析出強化効果を得るための具体的な製造条件について検討を行い、以下の知見を得た。
本発明は、圧延に引き続く加速冷却−途中停止プロセスにおいてＮｂ、Ｔｉ等の析出強化を最大限に生かして強度を得るものであり、圧延に先立つ鋼片または鋳片の加熱時にＮｂ、Ｔｉを十分に固溶させておく必要がある。しかしながら、ＮｂとＴｉが共存すると、これらが単独で存在する場合に比べて固溶し難くなる傾向があり、それぞれの溶解度積などから予想される固溶温度への加熱では、必ずしもこれらは十分に固溶しないことがわかった。
【００１５】
本発明者等は、本発明の高張力鋼において加熱温度とＮｂ、Ｔｉの固溶状態を調査し、特に上記のＡ値とＮｂ、Ｔｉの固溶状態との関係を詳細に解析した。
その結果、鋼片または鋳片の加熱温度を、下記に示すようなＡ値を含む条件式で算出される温度Ｔ（℃）
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
ただし、Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）
よりも高くすることで、Ｎｂ、Ｔｉを十分に固溶させることができるとの結論に至った。
【００１６】
この圧延段階でのＮｂ、Ｔｉの析出は、圧延歪によって促進されるので、オーステナイトの高温域での圧延条件、いわゆる粗圧延の条件が最終的な析出強化効果に大きく影響する。具体的には、粗圧延は１０２０℃以上の温度域で完了し、９２０〜１０２０℃の温度域では極力圧延をしないことが圧延中の析出を抑制するための要件である。しかしながら、すべての圧延を１０２０℃以上の温度域で完了してしまうと、回復、再結晶によって加速冷却−途中停止後には加工組織はほとんど残らないため、転位や変形帯などの析出サイトが十分に存在せず、十分な析出強化は得られない。したがって、未再結晶温度域での必要十分な圧延を行い、圧延後すみやかに加速冷却を行うことが必須条件となる。具体的には８６０〜９２０℃の限定された範囲において累積圧下率２０〜５０％の比較的軽度な圧延を行う。この条件であれば圧延歪は過度に大きくないので、不必要なＮｂ、Ｔｉの析出は抑制され、また強い集合組織を形成することはないので、音響異方性も大きくならない。なおかつ加速冷却停止後も適度な析出サイトを残存させるために必要な量の圧延歪は確保することができる。
【００１７】
加速冷却−途中停止プロセスの加速冷却停止温度は、Ｎｂ、Ｔｉそれぞれが容易に析出する様に５５０〜７００℃とするが、このような高い停止温度でもベイナイトの体積率が４０％以上であり、かつパーライトおよび島状マルテンサイトの体積率の和が８％以下の鋼組織を得るためには、鋼の成分組成を後述する特定範囲に限定するとともに、加速冷却においては２〜３０℃／秒の冷却速度が必要である。
【００１８】
ここで得られた知見は、Ｎｂ、Ｔｉの炭化物あるいは炭窒化物の析出を、高温域を含む圧延中、加速冷却中および冷却停止後の徐冷過程に至るまでオンラインで制御する新しい考え方であり、従来の調質プロセス以上の析出強化が、オフライン熱処理を必要としない加速冷却−途中停止プロセスで実現することができる。
また、この製造プロセスによれば、鋼材組成の溶接割れ感受性組成ＰＣＭ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ）を低く抑えることができ、ＰＣＭ≦０．２２％で、大入熱でも溶接熱影響部靭性の高い、溶接性に優れる降伏強さ４５０ＭＰａ以上の高張力鋼板を得ることができる。
【００１９】
本発明者等は、上記の様に鋭意検討した結果、本発明を完成するに至ったものであり、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎｂ：０．０２５％以上、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｎ：０．００２〜０．００８％を含有し、
かつ、ＮｂおよびＴｉは、０．０４５％≦Ｎｂ＋２×Ｔｉ≦０．１０５％を満足し、
さらに、Ｐ：０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｓ：０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下を含有し、
さらに、Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）で示されるＡの値が０．００２２〜０．００５５であり、
残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【００２０】
（２） さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％を含有してなることを特徴とする（１）に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【００２１】
（３） さらに、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｕ／２≦Ｎｉ≦Ｍｎ／１．５、Ｎｉ＋Ｃｕ≦１．５％を満足するＣｕ及びＮｉを含有してなることを特徴とする（１）または（２）に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【００２２】
（４） さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｗ：０．１〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることを特徴とする（１）、（２）または（３）に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【００２３】
（５） さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６％のいずれか１種または２種を含有してなることを特徴とする（１）ないし（４）のいずれかに記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【００２４】
（６） 前記鋼板の１／４厚の位置におけるベイナイトの分率が４０％以上、かつパーライトおよび島状マルテンサイトの分率の和が８％以下であることを特徴とする（１）ないし（５）のいずれかに記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【００２５】
（７） 前記鋼板の
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
で表される溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．２２％以下であることを特徴とする（４）に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【００２６】
（８） 前記鋼板の降伏強さは、４５０ＭＰａ以上であることを特徴とする（１）ないし（７）のいずれかに記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【００２７】
（９） （１）ないし（８）のいずれかに記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板の製造方法であって、
（１）ないし（５）のいずれかに記載の鋼組成を有する鋼片または鋳片を、
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）
で表される温度Ｔ以上１３００℃以下に加熱し、次いで、１０２０℃以上にて粗圧延し、次いで、９２０〜１０２０℃の温度範囲での累積圧下率が１５％以下、８６０〜９２０℃の温度範囲での累積圧下率が２０〜５０％となる様に圧延し、次いで、８００℃以上の温度範囲から冷却速度２〜３０℃／秒にて冷却し、次いで、５５０〜７００℃の温度範囲から冷却速度０．４℃／秒以下にて冷却することを特徴とする音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２８】
本発明の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板によれば、ＮｂおよびＴｉが０．０４５％≦Ｎｂ＋２×Ｔｉ≦０．１０５％を満足し、さらに、Ｐ：０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｓ：０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下を含有し、さらに、Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）で示されるＡの値を０．００２２〜０．００５５としたので、音響異方性を小さくすることができ、溶接性を高めることができ、しかも降伏強さを４５０ＭＰａ以上に保持することができる。
また、比較的安価なＭｎの含有量を２．０〜３．０％とし、その結果、ＣｕやＮｉ等の高価な金属の含有量を削減したことにより、音響異方性が小さく溶接性に優れ、しかも降伏強さが４５０ＭＰａ以上の高張力鋼板を安価に提供することができる。
【００２９】
本発明の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板の製造方法によれば、本発明の鋼組成を有する鋼片または鋳片を、
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）
で表される温度Ｔ以上１３００℃以下に加熱し、次いで、１０２０℃以上にて粗圧延し、次いで、９２０〜１０２０℃の温度範囲での累積圧下率が１５％以下、８６０〜９２０℃の温度範囲での累積圧下率が２０〜５０％となる様に圧延し、次いで、８００℃以上の温度範囲から冷却速度２〜３０℃／秒にて冷却し、次いで、５５０〜７００℃の温度範囲から冷却速度０．４℃／秒以下にて冷却するので、比較的安価なＭｎを多く添加し、その結果としてＣｕやＮｉ等の高価な金属の含有量を削減した経済的な鋼組成と、生産性の高い加速冷却−途中停止プロセスとの相乗効果により、音響異方性が小さく溶接性に優れ、しかも降伏強さが４５０ＭＰａ以上の高張力鋼板を生産性良くしかも安価に製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３０】
本発明の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法の一実施の形態について説明する。
なお、この実施の形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
【００３１】
本発明の高張力鋼板は、
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎｂ：０．０２５％以上、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｎ：０．００２〜０．００８％を含有し、
かつ、ＮｂおよびＴｉは、０．０４５％≦Ｎｂ＋２×Ｔｉ≦０．１０５％を満足し、
さらに、Ｐ：０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｓ：０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下を含有し、
さらに、Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）で示されるＡの値が０．００２２〜０．００５５であり、
残部が鉄および不可避不純物からなるものである。
【００３２】
ここで、高張力鋼板の組成を上記の様に限定した理由について説明する。
Ｃは、鋼の強化機構の主要素となる重要な元素であり、鋼板中にてＮｂ、Ｔｉとの炭化物、炭窒化物を形成することにより鋼を高強度化するもので、０．０３〜０．０７％の範囲に限定するものである。ここで、Ｃの含有量を上記の様に限定した理由は、０．０３％未満であると、加速冷却停止後の徐冷中の析出量が不足して所望の強度が得られないからであり、一方、０．０７％を超えると、圧延中のγオーステナイト域における析出速度が速くなり、結果的に加速冷却停止後の徐冷中の整合析出量が不足し、所望の強度が得られないからである。
【００３３】
Ｓｉは、製鋼上脱酸元素として必要な元素であるとともに、炭化物の析出速度を制御する元素であり、Ｓｉを適量添加することで圧延中のオーステナイト域における炭化物の析出を抑制するもので、含有量を０．１０〜０．６０％の範囲に限定するものである。ここで、Ｓｉの含有量を上記の様に限定した理由は、０．１０％未満であると、オーステナイト域における炭化物の析出を抑制することができず、一方、０．６０％を超えると、圧延中のオーステナイト域における炭化物の析出速度が遅くなりすぎてしまい、また溶接熱影響部の靭性を低下させる虞があるからである。このＳｉのより好ましい範囲は０．２５〜０．６０％である。
【００３４】
Ｍｎは、焼入性を高めベイナイト単相か、ベイナイト分率４０％以上のベイナイトとフェライトの混合組織を安定して得るために必要な元素であり、２．０〜３．０％の範囲に限定するものである。
ここで、Ｍｎの含有量を上記の様に限定した理由は、２．０％未満では、ＣｕやＮｉ等の高価な金属を添加することなく引張強さ４００ＭＰａ級以上の強度を安定して得ることができないからであり、一方、３．０％を超えると、母材靭性の低下をもたらす虞があるからである。
【００３５】
Ａｌは、脱酸元素として最も一般的であるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、下限は特に限定するものではなく、０％も含む。したがって、ＳｉまたはＴｉを補完する脱酸元素として選択的に添加可能である。
特に、Ｔｉ添加鋼の場合では、粒内変態を利用するため、Ａｌを含有しない方が望ましい場合もある。含有量が多くなると鋼の清浄性だけでなく、溶接金属の靭性も劣化するので、含有量の上限を０．０６０％とした。
【００３６】
ＮｂおよびＴｉは、加速冷却−途中停止プロセスにおいて、ＣやＮと共にＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、ＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（ＣＮ）、あるいはこれらの複合析出物、さらには、これらとＭｏとの複合析出物を形成し、本発明鋼の強化機構の主要素となる重要な元素である。
この加速冷却−途中停止プロセスにおいて十分な複合析出物を得るためには、ＮｂおよびＴｉの含有量を析出速度を考慮した適切な範囲とする必要がある。
【００３７】
そこで、Ｎｂの含有量を０．０２５％以上、好ましくは０．０３５％以上とし、Ｔｉの含有量を０．００５％以上とし、かつ、ＮｂおよびＴｉが、０．０４５％≦Ｎｂ＋２×Ｔｉ≦０．１０５％、好ましくは０．０５５％≦Ｎｂ＋２×Ｔｉ≦０．１０５％、を満足することとし、さらに、Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）で示されるＡの値を０．００２２〜０．００５５とすることを条件とした。
【００３８】
Ｐ、Ｓは、本発明の鋼においては不純物であり、含有量が多くなると鋼板の靭性等を劣化させるため、いずれの含有量も低いほど好ましい。しかし、必要以上に含有量を低減することは、製鋼工程に対する負荷増となり、生産性やコストの面で得策ではない。
そこで、Ｐ、Ｓそれぞれの含有量の上限を、ＣおよびＭｎそれぞれの含有量に応じて限定した。
【００３９】
ここでは、Ｃ、Ｍｎそれぞれの含有量が多い（結果として偏析も助長される）ほど、Ｐ、Ｓ各々の上限値が抑制されたものとなることから、Ｐ、Ｓそれぞれの含有量を下記の通りに限定した。
Ｐ≦０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）
Ｓ≦０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）
なお、Ｐ、Ｓは、個別規制に加え、ＰとＳの総量を０．０１８％以下にすることがさらに好ましい。
ここで、ＰとＳの総量を０．０１８％以下と限定した理由は、母材及び溶接部の靭性を大きく劣化させないためである。
【００４０】
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成する。ＴｉＮは微細に分散している場合にはピニング効果によって溶接熱影響部組織の粗大化を抑え、溶接熱影響部靭性を向上させるが、Ｎが不足すると、ＴｉＮは粗大になってピニング効果が得られなくなる。ＴｉＮを微細に分散させるためには、Ｎは０．００２％以上、好ましくは０．００３％以上含有させる必要がある。また、Ｎを過剰に含有すると、逆に母材の靭性を低下させる虞があるので、上限を０．００８％とした。
【００４１】
本発明の高張力鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％を含有してなることが好ましい。
Ｍｏは、焼入性を向上させ、かつＮｂ、Ｔｉとの複合析出物を形成することにより、析出強化に大きく寄与する。この効果を得るために、Ｍｏの含有量の下限を０．０５％とする。一方、Ｍｏを過剰に添加すると、溶接熱影響部靭性を阻害する虞があるので、その上限を０．３０％とする。
【００４２】
本発明の高張力鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｕ／２≦Ｎｉ≦Ｍｎ／１．５、Ｎｉ＋Ｃｕ≦１．５％
を満足するＣｕ及びＮｉを含有してなることが好ましい。
【００４３】
ここで、Ｎｉ、Ｃｕを上記の様に限定した理由について説明する。
Ｎｉ、Ｃｕは、いずれも溶接性、溶接部靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させるものであるが、本発明の鋼板が、Ｍｎの含有量を増加させると共に、高価なＮｉやＣｕを極力低減することを目的としたものであるから、この点を考慮すると、Ｎｉ、Ｃｕそれぞれの上限については冶金的、技術的に制約されるものではなく、また、それぞれの下限についても特に規定するものでもない。
【００４４】
本発明の鋼板では、鋼の特性上、Ｎｉは３．０％、Ｃｕは２．０％程度までは許容されるが、本発明においては、要求強度や板厚によって、その要求特性を満足しながらもやむを得ず添加する場合でも、これらの元素を極力低く抑える必要がある。これらの点を考慮すると、Ｎｉ、Ｃｕそれぞれの添加量の最大値は１．０％となるので、Ｎｉ、Ｃｕそれぞれの含有量の上限を１．０％とした。
【００４５】
また、Ｃｕは、単独で多く添加すると、熱間圧延時にＣｕを核とするクラックが発生するため、熱間圧延工程そのものが実施困難となる。そこで、これを防止するため、Ｃｕを常にＮｉと共存させることとし、この場合のＮｉの含有量をＣｕの含有量の１／２以上とした。
このＣｕの含有量を０．６０％以上とした場合、適切な製造条件を付与することにより顕著な析出硬化現象を示す。したがって、Ｃｕの含有量は０．６０％以上が好ましい。
【００４６】
さらに、本願発明の特徴を明確にするために、Ｎｉの含有量をＭｎの含有量の１／１．５以下、ＮｉとＣｕの総量を１．５％以下に限定した。
ここで、Ｎｉの含有量をＣｕの含有量の１／２以上と限定すること以外は、いずれも冶金的理由ではなく、あくまでも本願発明の特徴を明確にするためのものである。
【００４７】
本発明の高張力鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｗ：０．１〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることが好ましい。
【００４８】
これらの元素は、Ｍｎと同様、鋼の焼入れ性を高め、ベイナイト組織を得やすくする効果がある。したがって、下限値はその効果を安定して発現するための最小値である。一方、上限値は、あくまでも比較的多く添加するＭｎを補完するため、鋼材が本来有すべき特性が得られる限界・臨界的な値ではなく、本願発明の特徴を明確にすべく、抑えたものとした。上限を低く抑えることは、合金コストはもちろん、溶接部靭性についても有利となる。
【００４９】
これらの元素の含有量の具体的な範囲は、Ｃｒは０．０５〜０．５０％、Ｖは０．０１〜０．０５％、Ｗは０．１〜２．０％、Ｂは０．０００２〜０．００３％である。
なお、Ｖは、Ｎｂ、Ｔｉに比べ強化効果は小さいがある程度の析出強化を高める効果もある。また、Ｂは、タンク用鋼などとして、応力腐食割れが懸念されるケースでは、母材および溶接熱影響部の硬さの低減がポイントとなることが多い。例えば、硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）防止のためには、ＨＲＣ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされるが、このようなケースでは、焼入性を増大させるＢ添加は好ましくない。
【００５０】
本発明の高張力鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６％のいずれか１種または２種を含有してなることが好ましい。
【００５１】
Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種または２種を含有することにより、硫化物や酸化物を形成して母材靭性および溶接熱影響部靭性を高めることができるので、このような効果を得る目的のためには積極的に添加することが好ましい。
上記の効果を得ることのできるＭｇの含有量の下限は０．０００２％、Ｃａの含有量の下限は０．０００５％である。
一方、含有量が多すぎると、粗大な硫化物や酸化物が生成するため、かえって靭性を低下させる虞がある。したがって、Ｍｇの含有量の上限を０．００５％、Ｃａの含有量の上限を０．００６％とした。
【００５２】
本発明の高張力鋼板は、上記の組成により、下記に示す特性を備えたものとなる。
（１）鋼板の１／４厚の位置におけるベイナイトの体積分率が４０％以上、かつパーライトおよび島状マルテンサイトの体積分率の和が８％以下である。
ここで、ベイナイトの体積分率を４０％以上としたのは、ベイナイト組織は、フェライトに比べ転位密度など加工組織を維持し易く、微細整合析出を促進させるには加工組織に含まれる転位や変形帯等の析出サイトが十分に存在することが非常に有効に作用するために、十分な強化を得るためにはベイナイト単相か、ベイナイトの体積分率が４０％以上のベイナイトとフェライトの混合組織とすることが必要だからである。
また、パーライトおよび島状マルテンサイトの体積分率の和を８％以下としたのは、体積分率の和が８％を超えると、パーライトや島状マルテンサイト等が相界面へ析出して強化効果が小さくなり、靭性なども低下するからである。
【００５３】
（２）ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ で表される溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．２２％以下である。
（３）降伏強さが４５０ＭＰａ以上である。
【００５４】
次に、本発明の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板の製造方法について説明する。
この製造方法は、本発明の鋼組成を有する鋼片または鋳片を、
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）
で表される温度Ｔ以上１３００℃以下に加熱し、次いで、１０２０℃以上にて粗圧延し、次いで、９２０〜１０２０℃の温度範囲での累積圧下率が１５％以下、８６０〜９２０℃の温度範囲での累積圧下率が２０〜５０％となる様に圧延し、次いで、８００℃以上の温度範囲から冷却速度２〜３０℃／秒にて冷却し、次いで、５５０〜７００℃の温度範囲から冷却速度０．４℃／秒以下にて冷却する方法である。
【００５５】
ここで、加熱温度を
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）
で表される温度Ｔ以上１３００℃以下としたのは、加熱温度が上記の温度Ｔを下回ると、Ｎｂ、Ｔｉを十分に固溶させることができなくなるからであり、一方、加熱温度が１３００℃を超えると、オーステナイト粒径が粗大化し、靭性低下の原因となるからである。
【００５６】
圧延は、できるだけ圧延中のＮｂ、Ｔｉの析出を抑制するため、１０２０℃以上の温度範囲にて適当な圧下率で粗圧延し、次いで、９２０〜１０２０℃の温度範囲での累積圧下率が１５％以下となる様に圧延し、さらに、析出サイトとして必要十分な加工組織を得るために、８６０〜９２０℃の温度範囲での累積圧下率が２０〜５０％となる様に圧延する。
この圧延条件であれば、集合組織の形成が抑制されるので、音響異方性が大きくならない。
【００５７】
次いで、加工組織の回復、加工後の析出を抑制するために、上記の圧延工程終了後すみやかに加速冷却を行う。
この加速冷却は、８００℃以上の温度範囲から冷却速度が２〜３０℃／秒となる条件で水冷を行う。
ここで、水冷の冷却速度を上記の様に設定した理由は、ベイナイトの体積率を４０％以上とするためには、２℃／秒以上の冷却速度が必要であり、かつ、パーライトおよび島状マルテンサイトの体積率の和を８％以下とするためには、３０℃／秒以下の冷却速度が必要であるからである。
【００５８】
この加速冷却は、鋼板温度が５５０〜７００℃となった時点で停止し、その後、放冷等により冷却速度０．４℃／秒以下にて徐冷（冷却）する。
この徐冷の目的は、Ｎｂ、Ｔｉおよびこれらの複合析出、さらにはＭｏとの複合析出に十分な温度、時間を確保することにある。
ここで、５５０〜７００℃の温度範囲で加速冷却を一旦停止し、その後徐冷することとしたのは、加速冷却停止温度が５５０〜７００℃より高すぎると、ベイナイト組織が得難いからであり、また、加速冷却停止温度が５５０〜７００℃より低すぎると、析出が遅くなって十分な強化が得られないからである。
【００５９】
なお、加速冷却停止直後には、鋼板の中心部における温度は、表面温度よりも高温になっているため、その後の内部からの復熱によって鋼板表面の温度は一旦上昇し、その後冷却に転じる。上記の加速冷却停止温度とは、復熱した後の鋼板表面の最高到達温度のことである。
【００６０】
本発明の高張力鋼板は、橋梁、船舶、建築構造物、海洋構造物、圧力容器、ペンストック、ラインパイプなどの溶接構造物の構造部材として、厚鋼板の形態で用いられる。
【実施例】
【００６１】
次に、本発明の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板を実施例１〜１５及び比較例１６〜２１にて説明する。
まず、転炉により、表１に示す様々な組成の鋼スラブを溶製し、次いで、表２に示す条件にて圧延・冷却し、表２に示す板厚（２５〜１００ｍｍ）の鋼板を作製した。
【００６２】
次いで、実施例１〜１５及び比較例１６〜２１各々の鋼板について、表２に示す機械的性質、溶接熱影響部靭性、音響異方性の評価を行った。
ここでは、機械的性質として、降伏強さ、引張強さの２点を測定し、評価した。
降伏強さ及び引張強さについては、圧延方向に直角な方向の板厚中心部から日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２０１「金属材料引張試験片」に規定される４号丸棒引張試験片を採取し、その後、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２４１「金属材料引張試験方法」に基づいて測定し、評価した。
母材靭性については、圧延方向に直角な方向の板厚中心部から日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２０２「金属材料衝撃試験片」に規定される２ｍｍＶノッチ衝撃試験片を採取し、その後、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２４２「金属材料衝撃試験方法」に基づいて衝撃試験片の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定し、評価した。
【００６３】
溶接熱影響部靭性については、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２０２「金属材料衝撃試験片」に規定される２ｍｍＶノッチ衝撃試験片に、入熱量２０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接に相当する熱サイクルを与え、この衝撃試験片の−２０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−２０）を測定し、評価した。
ここでは、板厚３２ｍｍ以下の鋼板については、元の厚さのままとし、板厚３２ｍｍ超の鋼板については、表面を研削して３２ｍｍに減厚した鋼板を用い、レ型開先の突合せ部に入熱量２０ｋＪ／ｍｍの大入熱サブマージアーク溶接を行い、ノッチ底が溶融線（フュージョン・ライン）に沿うように上記規定の衝撃試験片を採取し、−２０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−２０）を測定し、評価した。
【００６４】
音響異方性は、横波垂直探触子を用いて互いに直交する２方向それぞれの音速を測定し、これらの音速の比を求めた。ここでは、音速比が１．０２以下であれば音響異方性が小さいものと評価した。
各特性の目標値は、降伏強さが４５０ＭＰａ以上、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−３０℃以下、−２０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−２０）が４７Ｊ以上、音速比が１．０２以下とした。
【００６５】
さらに、実施例１〜１５及び比較例１６〜２１各々の鋼板の母材組織について、ベイナイトの体積分率、パーライトおよび島状マルテンサイトの体積分率の和、をそれぞれ求め、評価した。
この体積分率は、倍率５００倍の顕微鏡組織写真で１００ｍｍ×１００ｍｍの範囲を１０視野観察して算出した。
【００６６】
表１に鋼組成を示し、表２に鋼板の製造方法及び諸特性を示す。
【００６７】
【表１】
【００６８】
【表２】
【００６９】
これらの評価結果によれば、実施例１〜１５は、いずれも良好な特性を示している。また、Ｍｎ量を高めたことで、高価なＮｉやＣｕが無添加でも機械的性質がきわめて良好であり、低コスト化も図られている。
これに対し、本願発明の組成範囲を逸脱する比較例１６〜２１は、機械的性質などの特性が実施例１〜１５に対し劣っている。
【００７０】
すなわち、比較例１６は、Ｃの含有量、Ａ値が共に低く、加速冷却停止温度も低いため、析出強化が不十分となり、その結果、降伏強さが低下している。
比較例１７は、Ｎｂ、Ｔｉそれぞれの含有量、Ａ値が共に低く、８６０〜９２０℃での累積圧下率が高いため、やはり析出強化が不十分となり、その結果、降伏強さが低下している。また、８６０〜９２０℃での累積圧下率が高いためか、音響異方性にも劣ったものとなっている。
比較例１８は、Ｓｉの含有量が低く、加熱温度、加速冷却停止温度も低いため、析出強化が不十分であるのに加え、Ｍｎの含有量も低いため、強度が低い。さらに、Ｃｕの含有量に対してＮｉの含有量が低いため、いわゆるＣｕ割れが生じており、構造用鋼板として不適であった。
【００７１】
比較例１９は、Ｎｂ、Ｔｉの総含有量が高いため、音響異方性が劣っており、溶接熱影響部靭性も劣ったものであった。さらに、加熱温度が低く、９２０〜１０２０℃での累積圧下率が高いのに加え、Ｎｂ、Ｔｉそれぞれの含有量の個々の値は高いが、総含有量およびＡ値が高いため、強度はＮｂ、Ｔｉの総含有量が低い実施例１〜１５と同等か低いものになっている。
比較例２０は、Ｃの含有量およびＰＣＭが高く、Ｎの含有量も低いのに加え、加速冷却停止温度も低いため、パーライトおよび島状マルテンサイトの体積分率の和が高くなっており、母材靭性に劣るばかりでなく、溶接熱影響部靭性も低い。
比較例２１は、ＰおよびＳそれぞれの含有量が高いのに加え、冷却速度が低く、母材組織も適正ではないため、母材靭性、溶接熱影響部靭性ともに劣り、強度も低い。
【産業上の利用可能性】
【００７２】
本発明は、Ｍｎの添加量を増加させると共に高価なＮｉやＣｕの添加量を削減させることにより、既存の鋼材と同等あるいはそれ以上の高強度を有しつつ、さらなる高機能化、低価格化を図ることを可能とした音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板であるから、橋梁、船舶、建築構造物、海洋構造物、圧力容器、ペンストック、ラインパイプ等の溶接構造物の構造部材として広く適用可能であり、その産業上の利用価値は極めて大きい。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
橋梁、船舶、建築構造物、海洋構造物、圧力容器、ペンストック、ラインパイプなどの溶接構造部材として用いられる降伏強さ４５０ＭＰａ以上の高張力鋼板には、強度のほか靭性や溶接性が要求され、近年では特に大入熱での溶接性が要求されることも多く、特性向上の検討は従来からも多数なされており、この高張力鋼板の組成および製造条件等についても多数の提案がなされている。例えば、製造方法では、鋼板を圧延した後、オフラインで再加熱焼入れし、さらに再加熱焼戻し処理する方法が既に提案されている（例えば、特許文献１、２参照）。
また、鋼板を圧延した後にオンラインで焼入れを行う、いわゆる直接焼入れに関する技術も提案されている（例えば、特許文献３〜５参照）。
この様に、再加熱焼入れ、直接焼入れ、のいずれの場合においても、オフラインでの焼戻し処理工程が必要になる。
【０００３】
ところで、従来の高張力鋼板の製造方法では、オフラインでの焼戻し処理工程を行うために、生産性が低下してしまうという欠点があり、そこで、生産性を高めるに、焼戻し処理を省略することによりオフラインでの熱処理を必要としない、いわゆる非調質の製造方法が提案されている（例えば、特許文献６〜９参照）。
非調質の製造方法としては、鋼板の圧延後の加速冷却を途中で停止する、加速冷却−途中停止プロセスが既に提案されている。
【０００４】
この加速冷却−途中停止プロセスとは、加速冷却によって変態温度以下まで急冷して焼入れ組織を得ながら、変態後の比較的温度の高い状態で水冷を停止することで徐冷過程に移行させ、この徐冷過程で焼戻し効果を得て再加熱焼戻しを省略する方法である。
この加速冷却−途中停止プロセスでは、引張強さが５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板が得られている（特許文献９）。
また、非調質の製造方法を改良した技術として、圧延後に水冷を施さない非調質プロセスが提案されている（例えば、特許文献１０参照）。この非調質プロセスは、低温での制御圧延を行わないので、音響異方性が大きくならないという長所がある。
【特許文献１】特開昭５３−１１９２１９号公報
【特許文献２】特開平０１−１４９９２３号公報
【特許文献３】特開昭５２−０８１０１４号公報
【特許文献４】特開昭６３−０３３５２１号公報
【特許文献５】特開平０２−２０５６２７号公報
【特許文献６】特開昭５４−０２１９１７号公報
【特許文献７】特開昭５４−０７１７１４号公報
【特許文献８】特開２００１−０６４７２３号公報
【特許文献９】特開２００１−０６４７２８号公報
【特許文献１０】特開２００２−０５３９１２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
ところで、従来の非調質の製造方法では、いずれも靭性や強度を得るために比較的低温での制御圧延を必要としているために、圧延を終了する温度が８００℃前後となり、温度待ちの時間を要することとなり、生産性が高いとはいえないものである。一方、特に橋梁、建築物等への用途では、溶接部の超音波斜角探傷試験の精度に影響するために、音響異方性が小さいことが要求されるが、８００℃程度の温度で圧延を終了する制御圧延では、集合組織が形成されるために鋼板の音響異方性が大きいものとなり、橋梁、建築物等への用途としては必ずしも適したものとはいえない。
【０００６】
また、従来の加速冷却−途中停止プロセスでは、引張強さが５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板が得られるものの、この鋼板に含まれるＶは、加速冷却停止後の徐冷段階においても析出強化に寄与するとされているが、実際には、Ｖは途中加速冷却停止後の徐冷段階での析出速度がＮｂ、Ｔｉに比べて遅く、析出強化に積極的に寄与しているとは考え難いために、この成分組成では必ずしも安定的な強度は得られない。
また、圧延後に水冷を施さない非調質プロセスでは、強度を得るために、ＣｕやＮｉ等の高価な金属成分の含有量が多く、製造工程における特性の安定性および生産性に問題があり、さらには経済性にも問題が生じることとなる。
【０００７】
本発明は、上記の事情に鑑みてなされたものであって、Ｍｎの添加量を増加させると共に高価なＮｉやＣｕの添加量を削減させることが可能であり、しかも降伏強さが４５０ＭＰａ以上の高張力を有する音響異方性が小さく溶接性に優れた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。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
高張力鋼の強化手段はいくつかあるが、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃｒの炭化物あるいは窒化物などの析出強化を利用する方法は、比較的少ない合金成分での強化が可能である。その際、大きな析出強化量を得るためには、素地と整合性のある析出物を形成させることが重要となる。
特に、加速冷却−途中停止プロセスでは、圧延中の段階では鋼組織はオーステナイトであり、加速冷却によって変態し、ベイナイトやフェライト等のフェライト素地の組織になる。圧延や加速冷却前にオーステナイト中で析出した析出物は、変態後には素地との整合性を失って強化効果は小さくなる。また、圧延の早い段階で析出した析出物は、粗大化して靭性を低下させる要因ともなる。したがって、圧延中および加速冷却前には析出物の析出は抑制し、加速冷却停止後の徐冷中の段階でベイナイトまたはフェライト組織中にできるだけ析出させることが重要である。
【０００９】
水冷後に再加熱して焼戻し熱処理を行うプロセスであれば、析出のための温度と時間を十分にとることができるので、大きな析出強化を容易に得やすい。
これに対して、再加熱焼戻しを行わない加速冷却−途中停止プロセスの場合は加速冷却停止後の徐冷中に析出を期待するのであるが、焼入れ組織を得るために加速冷却停止温度はある程度低温にせざるを得ないので、析出のための温度、時間ともに制約され、析出強化には一般に不利である。
以上により、従来の非調質プロセスでは、生産性が高い反面、調質プロセスと同じ強度を得るには、合金元素を多く必要とするか、低温での制御圧延を行うか、のいずれかの方法を採らざるを得なかったわけである。
【００１０】
そこで、本発明者等は、生産性の高い加速冷却−途中停止プロセスを基本プロセスとしながら、合金元素の多量添加や低温での制御圧延によることなく高強度を得るために、特に析出強化を最大限生かす方法について鋭意検討を重ねた。
まず、加速冷却停止後徐冷過程における析出挙動を明らかにするため、ベイナイトまたはフェライト組織ないしはそれらの混合組織中での各合金元素の炭化物、窒化物、炭窒化物の析出速度および析出強化量と、温度および保持時間との関係について詳細に検討した。その結果、ベイナイトまたはフェライト組織ないしはそれらの混合組織中では、Ｎｂの炭窒化物及びＴｉの炭化物の析出速度がＶ等の他の元素の析出速度に比べて速く、かつこれらは素地と整合な析出物となるために強化量が大きく、特に、５５０〜７００℃の温度領域での析出速度が速く、強化量が大きいことがわかった。
さらに、ＮｂとＴｉ、あるいはＮｂとＴｉとＭｏとを併用して複合析出させた場合には、相乗効果によって短時間の保持でも素地と整合な析出物が微細分散し大きな析出強化を得ることができることが分かった。
【００１１】
また、Ｎｂ、Ｔｉの含有量が多すぎた場合、生成する析出物が粗大になる傾向があり、析出物の個数はかえって少なくなるために、析出強化量が低下し、Ｎｂ、Ｔｉの炭化物、窒化物および／または炭窒化物のオーステナイト中および／またはフェライト中での析出速度や析出物の形態は、Ｎｂ、Ｔｉそれぞれの含有量及びＣ、Ｎそれぞれの含有量によって大きく影響を受ける。
本発明者等は、種々の実験および解析により、Ｎｂ、Ｔｉの炭化物、窒化物および／または炭窒化物の析出速度、析出形態が、パラメータＡ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）を用いてよく整理され、このＡ値を一定範囲内に抑制することで、圧延中の析出を抑制しながら水冷途中停止後の徐冷中の微細な析出を十分に得ることができるという知見を得た。
【００１２】
すなわち、Ｎｂ、Ｔｉそれぞれの含有量が多いほど、Ｃ、Ｎの含有量を少なくする必要があることになる。ここで、Ａの値が小さすぎると、フェライト中の析出速度が遅くなり、十分な析出強化が得られず、一方、Ａの値が大きすぎると、オーステナイト中の炭化物、窒化物および／または炭窒化物の析出速度が早くなりすぎて析出物が粗大化し、加速冷却停止後の徐冷中の整合析出量も不足するため、やはり析出強化量が低下する。また、Ｓｉも炭化物の生成速度に影響するため、一定の範囲の含有量とする必要がある。
【００１３】
これらの析出強化効果には組織の影響も大きい。ベイナイト組織は、フェライトに比べ転位密度など加工組織を維持しやすい。微細整合析出を促進させるには加工組織に含まれる転位や変形帯などの析出サイトが十分に存在することが非常に有効に作用する。本発明者等の検討によれば、十分な強化を得るにはベイナイト単相か、ベイナイトの体積分率４０％以上のベイナイトとフェライトの混合組織とすることが必要である。また、パーライトや島状マルテンサイトなどは相界面へ析出して強化効果が小さくなり、靭性なども低下するため、パーライトおよび島状マルテンサイトの体積分率の和を８％以下とすることが必要である。
【００１４】
ひきつづき、本発明者等は、最大限の析出強化効果を得るための具体的な製造条件について検討を行い、以下の知見を得た。
本発明は、圧延に引き続く加速冷却−途中停止プロセスにおいてＮｂ、Ｔｉ等の析出強化を最大限に生かして強度を得るものであり、圧延に先立つ鋼片または鋳片の加熱時にＮｂ、Ｔｉを十分に固溶させておく必要がある。しかしながら、ＮｂとＴｉが共存すると、これらが単独で存在する場合に比べて固溶し難くなる傾向があり、それぞれの溶解度積などから予想される固溶温度への加熱では、必ずしもこれらは十分に固溶しないことがわかった。
【００１５】
本発明者等は、本発明の高張力鋼において加熱温度とＮｂ、Ｔｉの固溶状態を調査し、特に上記のＡ値とＮｂ、Ｔｉの固溶状態との関係を詳細に解析した。
その結果、鋼片または鋳片の加熱温度を、下記に示すようなＡ値を含む条件式で算出される温度Ｔ（℃）
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
ただし、Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）
よりも高くすることで、Ｎｂ、Ｔｉを十分に固溶させることができるとの結論に至った。
【００１６】
この圧延段階でのＮｂ、Ｔｉの析出は、圧延歪によって促進されるので、オーステナイトの高温域での圧延条件、いわゆる粗圧延の条件が最終的な析出強化効果に大きく影響する。具体的には、粗圧延は１０２０℃以上の温度域で完了し、９２０〜１０２０℃の温度域では極力圧延をしないことが圧延中の析出を抑制するための要件である。しかしながら、すべての圧延を１０２０℃以上の温度域で完了してしまうと、回復、再結晶によって加速冷却−途中停止後には加工組織はほとんど残らないため、転位や変形帯などの析出サイトが十分に存在せず、十分な析出強化は得られない。したがって、未再結晶温度域での必要十分な圧延を行い、圧延後すみやかに加速冷却を行うことが必須条件となる。具体的には８６０〜９２０℃の限定された範囲において累積圧下率２０〜５０％の比較的軽度な圧延を行う。この条件であれば圧延歪は過度に大きくないので、不必要なＮｂ、Ｔｉの析出は抑制され、また強い集合組織を形成することはないので、音響異方性も大きくならない。なおかつ加速冷却停止後も適度な析出サイトを残存させるために必要な量の圧延歪は確保することができる。
【００１７】
加速冷却−途中停止プロセスの加速冷却停止温度は、Ｎｂ、Ｔｉそれぞれが容易に析出する様に５５０〜７００℃とするが、このような高い停止温度でもベイナイトの体積率が４０％以上であり、かつパーライトおよび島状マルテンサイトの体積率の和が８％以下の鋼組織を得るためには、鋼の成分組成を後述する特定範囲に限定するとともに、加速冷却においては２〜３０℃／秒の冷却速度が必要である。
【００１８】
ここで得られた知見は、Ｎｂ、Ｔｉの炭化物あるいは炭窒化物の析出を、高温域を含む圧延中、加速冷却中および冷却停止後の徐冷過程に至るまでオンラインで制御する新しい考え方であり、従来の調質プロセス以上の析出強化が、オフライン熱処理を必要としない加速冷却−途中停止プロセスで実現することができる。
また、この製造プロセスによれば、鋼材組成の溶接割れ感受性組成ＰＣＭ（＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ）を低く抑えることができ、ＰＣＭ≦０．２２％で、大入熱でも溶接熱影響部靭性の高い、溶接性に優れる降伏強さ４５０ＭＰａ以上の高張力鋼板を得ることができる。
【００１９】
本発明者等は、上記の様に鋭意検討した結果、本発明を完成するに至ったものであり、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎｂ：０．０２５％以上、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｎ：０．００２〜０．００８％を含有し、
かつ、ＮｂおよびＴｉは、０．０４５％≦Ｎｂ＋２×Ｔｉ≦０．１０５％を満足し、
さらに、Ｐ：０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｓ：０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下を含有し、
さらに、Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）で示されるＡの値が０．００２２〜０．００５５であり、
残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【００２０】
（２） さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％を含有してなることを特徴とする（１）に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【００２１】
（３） さらに、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｕ／２≦Ｎｉ≦Ｍｎ／１．５、Ｎｉ＋Ｃｕ≦１．５％を満足するＣｕ及びＮｉを含有してなることを特徴とする（１）または（２）に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【００２２】
（４） さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｗ：０．１〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることを特徴とする（１）、（２）または（３）に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【００２３】
（５） さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６％のいずれか１種または２種を含有してなることを特徴とする（１）ないし（４）のいずれかに記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【００２４】
（６） 前記鋼板の１／４厚の位置におけるベイナイトの分率が４０％以上、かつパーライトおよび島状マルテンサイトの分率の和が８％以下であることを特徴とする（１）ないし（５）のいずれかに記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【００２５】
（７） 前記鋼板の
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
で表される溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．２２％以下であることを特徴とする（４）に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【００２６】
（８） 前記鋼板の降伏強さは、４５０ＭＰａ以上であることを特徴とする（１）ないし（７）のいずれかに記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【００２７】
（９） （１）ないし（８）のいずれかに記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板の製造方法であって、
（１）ないし（５）のいずれかに記載の鋼組成を有する鋼片または鋳片を、
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）
で表される温度Ｔ以上１３００℃以下に加熱し、次いで、１０２０℃以上にて粗圧延し、次いで、９２０〜１０２０℃の温度範囲での累積圧下率が１５％以下、８６０〜９２０℃の温度範囲での累積圧下率が２０〜５０％となる様に圧延し、次いで、８００℃以上の温度範囲から冷却速度２〜３０℃／秒にて冷却し、次いで、５５０〜７００℃の温度範囲から冷却速度０．４℃／秒以下にて冷却することを特徴とする音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２８】
本発明の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板によれば、ＮｂおよびＴｉが０．０４５％≦Ｎｂ＋２×Ｔｉ≦０．１０５％を満足し、さらに、Ｐ：０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｓ：０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下を含有し、さらに、Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）で示されるＡの値を０．００２２〜０．００５５としたので、音響異方性を小さくすることができ、溶接性を高めることができ、しかも降伏強さを４５０ＭＰａ以上に保持することができる。
また、比較的安価なＭｎの含有量を２．０〜３．０％とし、その結果、ＣｕやＮｉ等の高価な金属の含有量を削減したことにより、音響異方性が小さく溶接性に優れ、しかも降伏強さが４５０ＭＰａ以上の高張力鋼板を安価に提供することができる。
【００２９】
本発明の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板の製造方法によれば、本発明の鋼組成を有する鋼片または鋳片を、
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）
で表される温度Ｔ以上１３００℃以下に加熱し、次いで、１０２０℃以上にて粗圧延し、次いで、９２０〜１０２０℃の温度範囲での累積圧下率が１５％以下、８６０〜９２０℃の温度範囲での累積圧下率が２０〜５０％となる様に圧延し、次いで、８００℃以上の温度範囲から冷却速度２〜３０℃／秒にて冷却し、次いで、５５０〜７００℃の温度範囲から冷却速度０．４℃／秒以下にて冷却するので、比較的安価なＭｎを多く添加し、その結果としてＣｕやＮｉ等の高価な金属の含有量を削減した経済的な鋼組成と、生産性の高い加速冷却−途中停止プロセスとの相乗効果により、音響異方性が小さく溶接性に優れ、しかも降伏強さが４５０ＭＰａ以上の高張力鋼板を生産性良くしかも安価に製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３０】
本発明の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法の一実施の形態について説明する。
なお、この実施の形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
【００３１】
本発明の高張力鋼板は、
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎｂ：０．０２５％以上、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｎ：０．００２〜０．００８％を含有し、
かつ、ＮｂおよびＴｉは、０．０４５％≦Ｎｂ＋２×Ｔｉ≦０．１０５％を満足し、
さらに、Ｐ：０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｓ：０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下を含有し、
さらに、Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）で示されるＡの値が０．００２２〜０．００５５であり、
残部が鉄および不可避不純物からなるものである。
【００３２】
ここで、高張力鋼板の組成を上記の様に限定した理由について説明する。
Ｃは、鋼の強化機構の主要素となる重要な元素であり、鋼板中にてＮｂ、Ｔｉとの炭化物、炭窒化物を形成することにより鋼を高強度化するもので、０．０３〜０．０７％の範囲に限定するものである。ここで、Ｃの含有量を上記の様に限定した理由は、０．０３％未満であると、加速冷却停止後の徐冷中の析出量が不足して所望の強度が得られないからであり、一方、０．０７％を超えると、圧延中のγオーステナイト域における析出速度が速くなり、結果的に加速冷却停止後の徐冷中の整合析出量が不足し、所望の強度が得られないからである。
【００３３】
Ｓｉは、製鋼上脱酸元素として必要な元素であるとともに、炭化物の析出速度を制御する元素であり、Ｓｉを適量添加することで圧延中のオーステナイト域における炭化物の析出を抑制するもので、含有量を０．１０〜０．６０％の範囲に限定するものである。ここで、Ｓｉの含有量を上記の様に限定した理由は、０．１０％未満であると、オーステナイト域における炭化物の析出を抑制することができず、一方、０．６０％を超えると、圧延中のオーステナイト域における炭化物の析出速度が遅くなりすぎてしまい、また溶接熱影響部の靭性を低下させる虞があるからである。このＳｉのより好ましい範囲は０．２５〜０．６０％である。
【００３４】
Ｍｎは、焼入性を高めベイナイト単相か、ベイナイト分率４０％以上のベイナイトとフェライトの混合組織を安定して得るために必要な元素であり、２．０〜３．０％の範囲に限定するものである。
ここで、Ｍｎの含有量を上記の様に限定した理由は、２．０％未満では、ＣｕやＮｉ等の高価な金属を添加することなく引張強さ４００ＭＰａ級以上の強度を安定して得ることができないからであり、一方、３．０％を超えると、母材靭性の低下をもたらす虞があるからである。
【００３５】
Ａｌは、脱酸元素として最も一般的であるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、下限は特に限定するものではなく、０％も含む。したがって、ＳｉまたはＴｉを補完する脱酸元素として選択的に添加可能である。
特に、Ｔｉ添加鋼の場合では、粒内変態を利用するため、Ａｌを含有しない方が望ましい場合もある。含有量が多くなると鋼の清浄性だけでなく、溶接金属の靭性も劣化するので、含有量の上限を０．０６０％とした。
【００３６】
ＮｂおよびＴｉは、加速冷却−途中停止プロセスにおいて、ＣやＮと共にＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、ＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（ＣＮ）、あるいはこれらの複合析出物、さらには、これらとＭｏとの複合析出物を形成し、本発明鋼の強化機構の主要素となる重要な元素である。
この加速冷却−途中停止プロセスにおいて十分な複合析出物を得るためには、ＮｂおよびＴｉの含有量を析出速度を考慮した適切な範囲とする必要がある。
【００３７】
そこで、Ｎｂの含有量を０．０２５％以上、好ましくは０．０３５％以上とし、Ｔｉの含有量を０．００５％以上とし、かつ、ＮｂおよびＴｉが、０．０４５％≦Ｎｂ＋２×Ｔｉ≦０．１０５％、好ましくは０．０５５％≦Ｎｂ＋２×Ｔｉ≦０．１０５％、を満足することとし、さらに、Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）で示されるＡの値を０．００２２〜０．００５５とすることを条件とした。
【００３８】
Ｐ、Ｓは、本発明の鋼においては不純物であり、含有量が多くなると鋼板の靭性等を劣化させるため、いずれの含有量も低いほど好ましい。しかし、必要以上に含有量を低減することは、製鋼工程に対する負荷増となり、生産性やコストの面で得策ではない。
そこで、Ｐ、Ｓそれぞれの含有量の上限を、ＣおよびＭｎそれぞれの含有量に応じて限定した。
【００３９】
ここでは、Ｃ、Ｍｎそれぞれの含有量が多い（結果として偏析も助長される）ほど、Ｐ、Ｓ各々の上限値が抑制されたものとなることから、Ｐ、Ｓそれぞれの含有量を下記の通りに限定した。
Ｐ≦０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）
Ｓ≦０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）
なお、Ｐ、Ｓは、個別規制に加え、ＰとＳの総量を０．０１８％以下にすることがさらに好ましい。
ここで、ＰとＳの総量を０．０１８％以下と限定した理由は、母材及び溶接部の靭性を大きく劣化させないためである。
【００４０】
Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成する。ＴｉＮは微細に分散している場合にはピニング効果によって溶接熱影響部組織の粗大化を抑え、溶接熱影響部靭性を向上させるが、Ｎが不足すると、ＴｉＮは粗大になってピニング効果が得られなくなる。ＴｉＮを微細に分散させるためには、Ｎは０．００２％以上、好ましくは０．００３％以上含有させる必要がある。また、Ｎを過剰に含有すると、逆に母材の靭性を低下させる虞があるので、上限を０．００８％とした。
【００４１】
本発明の高張力鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％を含有してなることが好ましい。
Ｍｏは、焼入性を向上させ、かつＮｂ、Ｔｉとの複合析出物を形成することにより、析出強化に大きく寄与する。この効果を得るために、Ｍｏの含有量の下限を０．０５％とする。一方、Ｍｏを過剰に添加すると、溶接熱影響部靭性を阻害する虞があるので、その上限を０．３０％とする。
【００４２】
本発明の高張力鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｕ／２≦Ｎｉ≦Ｍｎ／１．５、Ｎｉ＋Ｃｕ≦１．５％
を満足するＣｕ及びＮｉを含有してなることが好ましい。
【００４３】
ここで、Ｎｉ、Ｃｕを上記の様に限定した理由について説明する。
Ｎｉ、Ｃｕは、いずれも溶接性、溶接部靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させるものであるが、本発明の鋼板が、Ｍｎの含有量を増加させると共に、高価なＮｉやＣｕを極力低減することを目的としたものであるから、この点を考慮すると、Ｎｉ、Ｃｕそれぞれの上限については冶金的、技術的に制約されるものではなく、また、それぞれの下限についても特に規定するものでもない。
【００４４】
本発明の鋼板では、鋼の特性上、Ｎｉは３．０％、Ｃｕは２．０％程度までは許容されるが、本発明においては、要求強度や板厚によって、その要求特性を満足しながらもやむを得ず添加する場合でも、これらの元素を極力低く抑える必要がある。これらの点を考慮すると、Ｎｉ、Ｃｕそれぞれの添加量の最大値は１．０％となるので、Ｎｉ、Ｃｕそれぞれの含有量の上限を１．０％とした。
【００４５】
また、Ｃｕは、単独で多く添加すると、熱間圧延時にＣｕを核とするクラックが発生するため、熱間圧延工程そのものが実施困難となる。そこで、これを防止するため、Ｃｕを常にＮｉと共存させることとし、この場合のＮｉの含有量をＣｕの含有量の１／２以上とした。
このＣｕの含有量を０．６０％以上とした場合、適切な製造条件を付与することにより顕著な析出硬化現象を示す。したがって、Ｃｕの含有量は０．６０％以上が好ましい。
【００４６】
さらに、本願発明の特徴を明確にするために、Ｎｉの含有量をＭｎの含有量の１／１．５以下、ＮｉとＣｕの総量を１．５％以下に限定した。
ここで、Ｎｉの含有量をＣｕの含有量の１／２以上と限定すること以外は、いずれも冶金的理由ではなく、あくまでも本願発明の特徴を明確にするためのものである。
【００４７】
本発明の高張力鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｗ：０．１〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることが好ましい。
【００４８】
これらの元素は、Ｍｎと同様、鋼の焼入れ性を高め、ベイナイト組織を得やすくする効果がある。したがって、下限値はその効果を安定して発現するための最小値である。一方、上限値は、あくまでも比較的多く添加するＭｎを補完するため、鋼材が本来有すべき特性が得られる限界・臨界的な値ではなく、本願発明の特徴を明確にすべく、抑えたものとした。上限を低く抑えることは、合金コストはもちろん、溶接部靭性についても有利となる。
【００４９】
これらの元素の含有量の具体的な範囲は、Ｃｒは０．０５〜０．５０％、Ｖは０．０１〜０．０５％、Ｗは０．１〜２．０％、Ｂは０．０００２〜０．００３％である。
なお、Ｖは、Ｎｂ、Ｔｉに比べ強化効果は小さいがある程度の析出強化を高める効果もある。また、Ｂは、タンク用鋼などとして、応力腐食割れが懸念されるケースでは、母材および溶接熱影響部の硬さの低減がポイントとなることが多い。例えば、硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）防止のためには、ＨＲＣ≦２２（ＨＶ≦２４８）が必須とされるが、このようなケースでは、焼入性を増大させるＢ添加は好ましくない。
【００５０】
本発明の高張力鋼板は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６％のいずれか１種または２種を含有してなることが好ましい。
【００５１】
Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種または２種を含有することにより、硫化物や酸化物を形成して母材靭性および溶接熱影響部靭性を高めることができるので、このような効果を得る目的のためには積極的に添加することが好ましい。
上記の効果を得ることのできるＭｇの含有量の下限は０．０００２％、Ｃａの含有量の下限は０．０００５％である。
一方、含有量が多すぎると、粗大な硫化物や酸化物が生成するため、かえって靭性を低下させる虞がある。したがって、Ｍｇの含有量の上限を０．００５％、Ｃａの含有量の上限を０．００６％とした。
【００５２】
本発明の高張力鋼板は、上記の組成により、下記に示す特性を備えたものとなる。
（１）鋼板の１／４厚の位置におけるベイナイトの体積分率が４０％以上、かつパーライトおよび島状マルテンサイトの体積分率の和が８％以下である。
ここで、ベイナイトの体積分率を４０％以上としたのは、ベイナイト組織は、フェライトに比べ転位密度など加工組織を維持し易く、微細整合析出を促進させるには加工組織に含まれる転位や変形帯等の析出サイトが十分に存在することが非常に有効に作用するために、十分な強化を得るためにはベイナイト単相か、ベイナイトの体積分率が４０％以上のベイナイトとフェライトの混合組織とすることが必要だからである。
また、パーライトおよび島状マルテンサイトの体積分率の和を８％以下としたのは、体積分率の和が８％を超えると、パーライトや島状マルテンサイト等が相界面へ析出して強化効果が小さくなり、靭性なども低下するからである。
【００５３】
（２）ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ で表される溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．２２％以下である。
（３）降伏強さが４５０ＭＰａ以上である。
【００５４】
次に、本発明の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板の製造方法について説明する。
この製造方法は、本発明の鋼組成を有する鋼片または鋳片を、
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）
で表される温度Ｔ以上１３００℃以下に加熱し、次いで、１０２０℃以上にて粗圧延し、次いで、９２０〜１０２０℃の温度範囲での累積圧下率が１５％以下、８６０〜９２０℃の温度範囲での累積圧下率が２０〜５０％となる様に圧延し、次いで、８００℃以上の温度範囲から冷却速度２〜３０℃／秒にて冷却し、次いで、５５０〜７００℃の温度範囲から冷却速度０．４℃／秒以下にて冷却する方法である。
【００５５】
ここで、加熱温度を
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）
で表される温度Ｔ以上１３００℃以下としたのは、加熱温度が上記の温度Ｔを下回ると、Ｎｂ、Ｔｉを十分に固溶させることができなくなるからであり、一方、加熱温度が１３００℃を超えると、オーステナイト粒径が粗大化し、靭性低下の原因となるからである。
【００５６】
圧延は、できるだけ圧延中のＮｂ、Ｔｉの析出を抑制するため、１０２０℃以上の温度範囲にて適当な圧下率で粗圧延し、次いで、９２０〜１０２０℃の温度範囲での累積圧下率が１５％以下となる様に圧延し、さらに、析出サイトとして必要十分な加工組織を得るために、８６０〜９２０℃の温度範囲での累積圧下率が２０〜５０％となる様に圧延する。
この圧延条件であれば、集合組織の形成が抑制されるので、音響異方性が大きくならない。
【００５７】
次いで、加工組織の回復、加工後の析出を抑制するために、上記の圧延工程終了後すみやかに加速冷却を行う。
この加速冷却は、８００℃以上の温度範囲から冷却速度が２〜３０℃／秒となる条件で水冷を行う。
ここで、水冷の冷却速度を上記の様に設定した理由は、ベイナイトの体積率を４０％以上とするためには、２℃／秒以上の冷却速度が必要であり、かつ、パーライトおよび島状マルテンサイトの体積率の和を８％以下とするためには、３０℃／秒以下の冷却速度が必要であるからである。
【００５８】
この加速冷却は、鋼板温度が５５０〜７００℃となった時点で停止し、その後、放冷等により冷却速度０．４℃／秒以下にて徐冷（冷却）する。
この徐冷の目的は、Ｎｂ、Ｔｉおよびこれらの複合析出、さらにはＭｏとの複合析出に十分な温度、時間を確保することにある。
ここで、５５０〜７００℃の温度範囲で加速冷却を一旦停止し、その後徐冷することとしたのは、加速冷却停止温度が５５０〜７００℃より高すぎると、ベイナイト組織が得難いからであり、また、加速冷却停止温度が５５０〜７００℃より低すぎると、析出が遅くなって十分な強化が得られないからである。
【００５９】
なお、加速冷却停止直後には、鋼板の中心部における温度は、表面温度よりも高温になっているため、その後の内部からの復熱によって鋼板表面の温度は一旦上昇し、その後冷却に転じる。上記の加速冷却停止温度とは、復熱した後の鋼板表面の最高到達温度のことである。
【００６０】
本発明の高張力鋼板は、橋梁、船舶、建築構造物、海洋構造物、圧力容器、ペンストック、ラインパイプなどの溶接構造物の構造部材として、厚鋼板の形態で用いられる。
【実施例】
【００６１】
次に、本発明の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板を実施例１〜１５及び比較例１６〜２１にて説明する。
まず、転炉により、表１に示す様々な組成の鋼スラブを溶製し、次いで、表２に示す条件にて圧延・冷却し、表２に示す板厚（２５〜１００ｍｍ）の鋼板を作製した。
【００６２】
次いで、実施例１〜１５及び比較例１６〜２１各々の鋼板について、表２に示す機械的性質、溶接熱影響部靭性、音響異方性の評価を行った。
ここでは、機械的性質として、降伏強さ、引張強さの２点を測定し、評価した。
降伏強さ及び引張強さについては、圧延方向に直角な方向の板厚中心部から日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２０１「金属材料引張試験片」に規定される４号丸棒引張試験片を採取し、その後、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２４１「金属材料引張試験方法」に基づいて測定し、評価した。
母材靭性については、圧延方向に直角な方向の板厚中心部から日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２０２「金属材料衝撃試験片」に規定される２ｍｍＶノッチ衝撃試験片を採取し、その後、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２４２「金属材料衝撃試験方法」に基づいて衝撃試験片の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定し、評価した。
【００６３】
溶接熱影響部靭性については、日本工業規格ＪＩＳ Ｚ ２２０２「金属材料衝撃試験片」に規定される２ｍｍＶノッチ衝撃試験片に、入熱量２０ｋＪ／ｍｍのサブマージアーク溶接に相当する熱サイクルを与え、この衝撃試験片の−２０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−２０）を測定し、評価した。
ここでは、板厚３２ｍｍ以下の鋼板については、元の厚さのままとし、板厚３２ｍｍ超の鋼板については、表面を研削して３２ｍｍに減厚した鋼板を用い、レ型開先の突合せ部に入熱量２０ｋＪ／ｍｍの大入熱サブマージアーク溶接を行い、ノッチ底が溶融線（フュージョン・ライン）に沿うように上記規定の衝撃試験片を採取し、−２０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−２０）を測定し、評価した。
【００６４】
音響異方性は、横波垂直探触子を用いて互いに直交する２方向それぞれの音速を測定し、これらの音速の比を求めた。ここでは、音速比が１．０２以下であれば音響異方性が小さいものと評価した。
各特性の目標値は、降伏強さが４５０ＭＰａ以上、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−３０℃以下、−２０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−２０）が４７Ｊ以上、音速比が１．０２以下とした。
【００６５】
さらに、実施例１〜１５及び比較例１６〜２１各々の鋼板の母材組織について、ベイナイトの体積分率、パーライトおよび島状マルテンサイトの体積分率の和、をそれぞれ求め、評価した。
この体積分率は、倍率５００倍の顕微鏡組織写真で１００ｍｍ×１００ｍｍの範囲を１０視野観察して算出した。
【００６６】
表１に鋼組成を示し、表２に鋼板の製造方法及び諸特性を示す。
【００６７】
【表１】
【００６８】
【表２】
【００６９】
これらの評価結果によれば、実施例１〜１５は、いずれも良好な特性を示している。また、Ｍｎ量を高めたことで、高価なＮｉやＣｕが無添加でも機械的性質がきわめて良好であり、低コスト化も図られている。
これに対し、本願発明の組成範囲を逸脱する比較例１６〜２１は、機械的性質などの特性が実施例１〜１５に対し劣っている。
【００７０】
すなわち、比較例１６は、Ｃの含有量、Ａ値が共に低く、加速冷却停止温度も低いため、析出強化が不十分となり、その結果、降伏強さが低下している。
比較例１７は、Ｎｂ、Ｔｉそれぞれの含有量、Ａ値が共に低く、８６０〜９２０℃での累積圧下率が高いため、やはり析出強化が不十分となり、その結果、降伏強さが低下している。また、８６０〜９２０℃での累積圧下率が高いためか、音響異方性にも劣ったものとなっている。
比較例１８は、Ｓｉの含有量が低く、加熱温度、加速冷却停止温度も低いため、析出強化が不十分であるのに加え、Ｍｎの含有量も低いため、強度が低い。さらに、Ｃｕの含有量に対してＮｉの含有量が低いため、いわゆるＣｕ割れが生じており、構造用鋼板として不適であった。
【００７１】
比較例１９は、Ｎｂ、Ｔｉの総含有量が高いため、音響異方性が劣っており、溶接熱影響部靭性も劣ったものであった。さらに、加熱温度が低く、９２０〜１０２０℃での累積圧下率が高いのに加え、Ｎｂ、Ｔｉそれぞれの含有量の個々の値は高いが、総含有量およびＡ値が高いため、強度はＮｂ、Ｔｉの総含有量が低い実施例１〜１５と同等か低いものになっている。
比較例２０は、Ｃの含有量およびＰＣＭが高く、Ｎの含有量も低いのに加え、加速冷却停止温度も低いため、パーライトおよび島状マルテンサイトの体積分率の和が高くなっており、母材靭性に劣るばかりでなく、溶接熱影響部靭性も低い。
比較例２１は、ＰおよびＳそれぞれの含有量が高いのに加え、冷却速度が低く、母材組織も適正ではないため、母材靭性、溶接熱影響部靭性ともに劣り、強度も低い。
【産業上の利用可能性】
【００７２】
本発明は、Ｍｎの添加量を増加させると共に高価なＮｉやＣｕの添加量を削減させることにより、既存の鋼材と同等あるいはそれ以上の高強度を有しつつ、さらなる高機能化、低価格化を図ることを可能とした音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板であるから、橋梁、船舶、建築構造物、海洋構造物、圧力容器、ペンストック、ラインパイプ等の溶接構造物の構造部材として広く適用可能であり、その産業上の利用価値は極めて大きい。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎｂ：０．０２５％以上、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｎ：０．００２〜０．００８％を含有し、
かつ、ＮｂおよびＴｉは、０．０４５％≦Ｎｂ＋２×Ｔｉ≦０．１０５％を満足し、
さらに、Ｐ：０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｓ：０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下を含有し、
さらに、Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）で示されるＡの値が０．００２２〜０．００５５であり、
残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％を含有してなることを特徴とする請求項１記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｕ／２≦Ｎｉ≦Ｍｎ／１．５、Ｎｉ＋Ｃｕ≦１．５％
を満足するＣｕ及びＮｉを含有してなることを特徴とする請求項１または２記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【請求項４】
さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｗ：０．１〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることを特徴とする請求項１、２または３記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【請求項５】
さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６％のいずれか１種または２種を含有してなることを特徴とする請求項１ないし４のいずれか１項記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【請求項６】
前記鋼板の１／４厚の位置におけるベイナイトの体積分率が４０％以上、かつパーライトおよび島状マルテンサイトの体積分率の和が８％以下であることを特徴とする請求項１ないし５のいずれか１項記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【請求項７】
前記鋼板の
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
で表される溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．２２％以下であることを特徴とする請求項４記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【請求項８】
前記鋼板の降伏強さは、４５０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１ないし７のいずれか１項記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【請求項９】
請求項１ないし８のいずれか１項記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板の製造方法であって、
請求項１ないし５のいずれか１項記載の鋼組成を有する鋼片または鋳片を、
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
ただし、Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）
で表される温度Ｔ以上１３００℃以下に加熱し、次いで、１０２０℃以上にて粗圧延し、次いで、９２０〜１０２０℃の温度範囲での累積圧下率が１５％以下、８６０〜９２０℃の温度範囲での累積圧下率が２０〜５０％となる様に圧延し、
次いで、８００℃以上の温度範囲から冷却速度２〜３０℃／秒にて冷却し、次いで、５５０〜７００℃の温度範囲から冷却速度０．４℃／秒以下にて冷却することを特徴とする音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板の製造方法。
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：２．０〜３．０％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎｂ：０．０２５％以上、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｎ：０．００２〜０．００８％を含有し、
かつ、ＮｂおよびＴｉは、０．０４５％≦Ｎｂ＋２×Ｔｉ≦０．１０５％を満足し、
さらに、Ｐ：０．０２０−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下、Ｓ：０．０１５−０．０４（Ｃ＋Ｍｎ／２０）（％）以下を含有し、
さらに、Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）で示されるＡの値が０．００２２〜０．００５５であり、
残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％を含有してなることを特徴とする請求項１記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｕ／２≦Ｎｉ≦Ｍｎ／１．５、Ｎｉ＋Ｃｕ≦１．５％
を満足するＣｕ及びＮｉを含有してなることを特徴とする請求項１または２記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【請求項４】
さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｗ：０．１〜２．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３％の群から選択された１種または２種以上を含有してなることを特徴とする請求項１、２または３記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【請求項５】
さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００６％のいずれか１種または２種を含有してなることを特徴とする請求項１ないし４のいずれか１項記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【請求項６】
前記鋼板の１／４厚の位置におけるベイナイトの体積分率が４０％以上、かつパーライトおよび島状マルテンサイトの体積分率の和が８％以下であることを特徴とする請求項１ないし５のいずれか１項記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【請求項７】
前記鋼板の
ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
で表される溶接割れ感受性組成ＰＣＭが０．２２％以下であることを特徴とする請求項４記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【請求項８】
前記鋼板の降伏強さは、４５０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１ないし７のいずれか１項記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板。
【請求項９】
請求項１ないし８のいずれか１項記載の音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板の製造方法であって、
請求項１ないし５のいずれか１項記載の鋼組成を有する鋼片または鋳片を、
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
ただし、Ａ＝（Ｎｂ＋２×Ｔｉ）×（Ｃ＋Ｎ×１２／１４）
で表される温度Ｔ以上１３００℃以下に加熱し、次いで、１０２０℃以上にて粗圧延し、次いで、９２０〜１０２０℃の温度範囲での累積圧下率が１５％以下、８６０〜９２０℃の温度範囲での累積圧下率が２０〜５０％となる様に圧延し、
次いで、８００℃以上の温度範囲から冷却速度２〜３０℃／秒にて冷却し、次いで、５５０〜７００℃の温度範囲から冷却速度０．４℃／秒以下にて冷却することを特徴とする音響異方性が小さく溶接性に優れた高張力鋼板の製造方法。
【公開番号】特開２００６−２４１５５６（Ｐ２００６−２４１５５６Ａ）
【公開日】平成１８年９月１４日（２００６．９．１４）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００５−６１１７５（Ｐ２００５−６１１７５）
【出願日】平成１７年３月４日（２００５．３．４）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成１８年９月１４日（２００６．９．１４）
【国際特許分類】
【出願日】平成１７年３月４日（２００５．３．４）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
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