高強度鋼板および溶接構造物
【課題】比確定低入熱量において、加工性と耐溶接熱影響部軟化性に優れた高強度鋼板、および、この鋼板を用いた溶接構造物を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０１０％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％を含有し、質量ｐｐｍで、Ｍｇ：５〜３０ｐｐｍ、Ｃａ：１０〜３０ｐｐｍのいずれか、または、両方を含有し、かつ、質量％で、Ｔｉを所定の式を満たす範囲で含有し、さらに、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａのうち２種以上を、別の所定の式を満たす範囲で含有し、残部がＦｅおよびその他不可避元素からなる鋼であって、その溶接熱影響部が、平均粒径ｒｎｍ（ただしｒ≦１０００）の粒子を、所定の式で計算される個数密度ρ’個／ｃｍ3で含有することを特徴とする高強度鋼板。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０１０％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％を含有し、質量ｐｐｍで、Ｍｇ：５〜３０ｐｐｍ、Ｃａ：１０〜３０ｐｐｍのいずれか、または、両方を含有し、かつ、質量％で、Ｔｉを所定の式を満たす範囲で含有し、さらに、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａのうち２種以上を、別の所定の式を満たす範囲で含有し、残部がＦｅおよびその他不可避元素からなる鋼であって、その溶接熱影響部が、平均粒径ｒｎｍ（ただしｒ≦１０００）の粒子を、所定の式で計算される個数密度ρ’個／ｃｍ3で含有することを特徴とする高強度鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車の足回り部品、フレーム、ホイールなどに用いられる、加工性と耐溶接熱影響部軟化性に優れた高強度鋼板、および、この鋼板を用いて作製した溶接構造物に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年の自動車軽量化要求の高まりから、自動車用鋼板の高強度化が進んでおり、特に、足回り部品や、フレーム、タイヤホイールなどで、高強度鋼板の使用が顕著である。しかし、これらの部材は、複雑な部品形状から、厳しい加工性が要求される。この要求に対しては、一般的な高強度鋼板では対応できず、特許文献１に示すような、フェライトとベイナイトを主相とした高い加工性、孔拡げ性を有する高強度鋼板が使用されている。
【０００３】
一方で、これらの部材では、通常、プレス成形後にアーク溶接を行って、構造物とされるが、この際、溶接部は熱の影響を受け易い。特許文献１に示すような高加工性の高強度鋼板にアーク溶接を行うと、この熱影響部（以降、「ＨＡＺ」と記載する場合がある。）で強度が低下する、いわゆるＨＡＺ軟化が生じる。
【０００４】
この対策としては、設計の段階で、ＨＡＺ部の強度低下を前提とした部材設計を行って対応しているのが実情である。この結果、溶接構造物の設計自由度が制限されるのみならず、部材の軽量化に対して、大きな障害となる。
【０００５】
この溶接熱影響部の軟化対策としては、例えば、特許文献２に示すような、Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖなどの合金元素の添加が多数提案されている。これらは、いわゆる、焼入性を高める目的で添加され、溶接熱影響部がＡ3変態点以上に加熱された後に冷却される際に作用し、鋼板の強度を高める働きをする。
【０００６】
しかし、自動車用鋼板として用いる、板厚が比較的薄い鋼板を溶接するような小入熱溶接において、Ａ3変態点を超える熱影響部は、急加熱・急冷却となるため、このような元素を添加すると、逆に硬化が進み、溶接割れを引き起す懸念がある。
【０００７】
さらに、特許文献１に示すような、フェライトとベイナイトを主相とする、高い加工性・孔広げ性を有する鋼板をアーク溶接し、その熱影響部を調査すると、軟化が生じているのは、母材側のＡ3変態点未満の加熱領域であることが解っている。このため、溶接時の熱履歴により、Ａ3点以上に加熱・冷却されて焼入れが起こることを利用した、合金元素の添加では、ＨＡＺ軟化の抑制をすることはできない。
【０００８】
また、同じく、溶接熱影響部の靭性改善として、特許文献３に示すような、微小析出物の導入による熱影響部の結晶粒径粗大化抑制が提案されているが、主に、板厚が１０ｍｍ以上での大入熱溶接を対象としており、本発明が対象とする自動車用鋼板等の薄鋼板での小入熱溶接とは対象が異なる。
【０００９】
さらに、この方法も、Ａ3変態点以上に加熱されることが前提となっており、さらに、結晶粒粗大化抑制に必要とされる最低粒子密度は、本発明で対象とする個数密度に対して、大幅に少なく、明らかに技術が異なっている。
【００１０】
【特許文献１】特開平６−２９３９１０号公報
【特許文献２】特開平５−１８６８４９号公報
【特許文献３】特開平１１−１２４６５２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は、上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、加工性と耐溶接熱影響部軟化性に優れた高強度鋼板、および、この鋼板を用いて作製した溶接構造物を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明で対象としている、特許文献１に示すような、ベイナイトとフェライトを主相とするような高強度鋼板の溶接熱影響部において、Ａ3変態点以下の温度領域で、結晶粒成長も生じないような短時間の急加熱・急冷によって強度の低下が起こる現象は、転位が開放されることによって起こるとしか説明できない。
【００１３】
そこで、転位の開放を抑制する方法について鋭意検討した結果、本発明者らは、高温で安定な微細粒子を多数生成させると、転位の移動が妨げられ、転位の開放が抑制されて、強度低下が抑制され得ること、および、多数生成させる微細粒子として、酸化物と窒化物を活用することができること、を新たに見出した。
【００１４】
本発明は、以上の知見に基づき完成されたものであり、下記を要旨とする。
【００１５】
（１） 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０１０％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％を含有し、質量ｐｐｍで、Ｍｇ：５〜３０ｐｐｍ、Ｃａ：１０〜３０ｐｐｍのいずれか、または、両方を含有し、かつ、質量％で、Ｔｉを、下記［１］式を満たす範囲で含有し、さらに、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａのうち２種以上を、下記［２］〜［５］式を満たす範囲で含有し、残部がＦｅおよびその他不可避元素からなる鋼であって、その溶接熱影響部が、平均粒径ｒｎｍ（ただしｒ≦１０００）の粒子を、下記［６］式で計算される個数密度ρ’個／ｃｍ3で含有することを特徴とする高強度鋼板。
【００１６】
０．０６＜［％Ｔｉ］［ｐｐｍＮ］＜０．６３ ［１］
０．３０３＜［％Ｎｂ］［ｐｐｍＮ］＜３．０３ ［２］
０．６３＜［％Ｖ］［ｐｐｍＮ］＜６．３０ ［３］
０．０００６＜［％Ｂ］［ｐｐｍＮ］＜０．００６ ［４］
０．３３＜［％Ｔａ］［ｐｐｍＮ］＜３．３５ ［５］
ρ’≧ α ｒ-1.6 α＝６．９×１０14（ｃｍ-3） ［６］
但し、 ［％Ｔｉ］ ：鋼中Ｔｉ濃度（質量％）
［％Ｎｂ］ ：鋼中Ｎｂ濃度（質量％）
［％Ｖ］ ：鋼中Ｖ濃度（質量％）
［％Ｂ］ ：鋼中Ｂ濃度（質量％）
［％Ｔａ］ ：鋼中Ｔａ濃度（質量％）
［ｐｐｍＮ］：鋼中Ｎ濃度（質量ｐｐｍ）
【００１７】
（２） 上記（１）に記載の高強度鋼板を成型加工した後、３ｋＪ／ｍｍ未満の入熱量で溶接接合して作製したことを特徴とする溶接構造物。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によって、加工性と耐溶接熱影響部軟化性に優れた高強度鋼板、および、この鋼板を用いて作製した溶接構造物を提供することができる。したがって、本発明においては、工業上、大きな効果を期待することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
本発明について、以下、詳細に説明する。
【００２０】
本発明の重要なポイントは、前述したとおり、Ａ3変態点でも分解しない安定な微細粒子を、多数、鋼中に生成させて、溶接熱影響部の転位の移動を抑制し、ＨＡＺ軟化を抑制することである。そこで、微細な粒子を多量生成させる条件を検討した。
【００２１】
通常、鋼中に存在する粒子としては、酸化物、窒化物、炭化物、硫化物などがある。このうち、硫化物は、本発明が対象とする高加工性高強度鋼板では、孔拡げ性に有害であるため、使えない。また、炭化物は、鋼中で、比較的低温で分解するため、本発明が対象とする溶接熱影響部で安定であるという条件に合致しない。そこで、本発明では、酸化物と窒化物を転位開放を抑制する粒子として活用することとした。
【００２２】
次に、転位開放を抑制する粒子の必要個数密度について検討した。なお、式の導出過程について、概要を、以下に記載する。
【００２３】
まず、単位転位あたりの張力ｔは、せん断係数μと転位のバーガースベクトルｂで、下記［７］式で定義することができる（例えば、日本金属学会編、転位論の金属学への応用（１９６０）、丸善、ｐ１１を、参照）。
ｔ＝μｂ2／２ ［７］
【００２４】
よって、鋼単位体積あたりの転位の総張力Ｔは、転移密度をρとして、下記［８］式で現わすことができる。
Ｔ＝ｔρ＝ρμｂ2／２ ［８］
【００２５】
一方、粒子間隔λの一対の粒子によって転位の移動が抑制されるときに転位に加わる抑制力Ｔ’は、下記［９］式で現わすことができる。
Ｔ’∝Ｋμｂ／λ ［９］
【００２６】
ここで、Ｋは、粒子に転位が遭遇する確率であり、転位の影響する幅Ｂ、粒子の平均粒径ｒ、単位転位が存在する範囲（＝サブグレイン径）ｄとすると、下記［１０］式が成立する。
Ｋ∝ｄ3ρ’2（ｒ＋Ｂ／２）4ρ0.5 ［１０］
【００２７】
そして、Ｔ＝Ｔ’であるから、
ρμｂ2／２＝Ｋμｂ／λ＝Ｋμｂ／（１／２ｒρ’）0.5）
ρ’＝ρ2ｂ2／８ｒＫ2 ［１２］
であり、上記［１０］式および［１２］式より、
ρ’＝（ｂ2／８ｒｄ6）1/5ρ1/5／（ｒ＋Ｂ／２）8/5∝ｒ-1.6 ［１３］
を導き出すことができる。
【００２８】
したがって、転位とつりあっている場合の粒子の個数密度ρ’は、平均粒径ｒの−１．６乗に比例すると導出される。転位開放を抑制するためには、この密度以上の粒子が存在すればよいから、ＨＡＺ軟化抑制条件としては、下記［１４］式のように現わすことができることが解った。
ρ’≧α ｒ-1.6 ［１４］
【００２９】
ここで、αは比例定数であり、実験的に求められる定数である。具体的には後述するが、平均粒子径と個数密度が異なる鋼板サンプルを溶接して継手とした後、引張試験を行って、破断部位の調査を行い、上記［１４］式を、ＨＡＺ軟化抑制有無の境界線に当てはめることにより、α＝６．９×１０14を求めた。
【００３０】
この関係を満たす個数密度であれば、平均粒径によらないことになるが、一方で、単位体積の鋼中に含まれる粒子の総体積（＝体積分率）をｗとすると、
ｗ＝３πρ’ｒ.3／４であるから、下記［１５］式が成立する。
ρ’∝ ｗ ｒ-3 ［１５］
【００３１】
一定の体積分率の下で、上記［１４］式を満たすためには、ｒは小さい方が有利であることが解る。つまり、限られた粒子生成量に対して上記［１４］式を安定して満たすためには、微細な粒子とすることが重要である。
【００３２】
一方、ｒが大きい場合も、個数密度を増加させれば、上記［１４］式を満たすことは可能であるが、体積分率が非常に大きくなって、鋼の特性に悪影響を及ぼすことになる。ｒが１０００ｎｍの場合、上記［１４］式から求まる個数密度と平均半径から体積分率を計算すると、０．００３、つまり、０．３％が鉄以外の粒子で占められる結果となり、材質悪化の危惧がある。そのため、本発明では、平均粒径ｒを、１０００ｎｍ以下とした。
【００３３】
次に、これらの粒子を、微細かつ多数生成させる条件について、検討した。
【００３４】
まず、酸化物を、微細かつ多数生成させるために、これら酸化物を構成する元素の量を増やす方法であるが、単に、量を増やすだけでは、粗大な酸化物を形成させる一方で、個数を増やすことが難しい。そこで、酸化物を微細化させることで酸化物の個数を増やす方法について検討を行った。
【００３５】
この方法では、強脱酸元素の添加によって酸素濃度を低く調整して、酸化物の粗大化を防ぎ、さらに、凝固以降に生成する酸化物量が最大となるように、鋼中の濃度を調整することで、微細な酸化物を多数生成させることを可能とした。
【００３６】
この際、生成する酸化物同士が化合物（複合酸化物）を形成する場合は、粗大化する傾向があるため、化合物を形成しない成分系とすることが望ましく、これらの条件を満たす元素として、Ｍｇ、Ｃａが考えられる。一方で、Ａｌは、ＭｇともＣａとも複合酸化物化合物を形成するため、極力、除外することが望ましい。
【００３７】
次に、窒化物については、多くの場合、物質移動が遅い固体鉄中で生成するため、溶鋼温度で生成することが多い酸化物に比べ、成長速度が遅く、微細粒子が得やすい。そこで、さらに、微細粒子を多数分散生成させるために、同時に、複数の窒化物生成反応が起こるよう、添加元素のバランスについて検討した。すなわち、窒化物の構成元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａのバランスに関して検討した。
【００３８】
その結果、あるＮ濃度に対して、同じ温度から窒化物の生成が生じる濃度になるように、２種以上の元素をバランスさせて添加することにより、複数の元素がＮを奪い合いながら、窒化物を同時に生成するため、個々の粒子は、十分に成長できず、その結果、粗大化せず、結果として、数ｎｍサイズの微細粒子が得られることを見出した。
【００３９】
具体的には、下記［１６］式に示す元素Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｂ，Ｔａ）の窒化物ＸＮの鋼中での生成反応より求めればよい。
Ｘ＋Ｎ＝ＸＮ ＫXN＝ａXN／ａXａN ［１６］
【００４０】
現実的には、上記［１６］式中の固体鋼中成分の活量ａi、平衡定数ＫXNに関する測定値は皆無なため、溶解度積で代用したところ、下記［１７］式に示す溶解度積で充分に代用できることが解った。
ｌｏｇ（［％Ｘ］［％Ｎ］）＝Ａ＋Ｂ／Ｔ
［％Ｘ］［％Ｎ］＝ｅｘｐ（Ａ＋Ｂ／Ｔ） ［１７］
【００４１】
上記［１７］式において、Ｘ＝Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｂ，Ｔａに対して、それぞれ、Ａ，Ｂが実験的に求められ、報告されている（例えば、T.Gladman: Physical metallurgy of microalloyed steels, 1997, London, The Inst. Materialsなどを参照。）。そして、析出温度Ｔを与えると、［％Ｘ］［％Ｎ］の目安値を計算することができる。
【００４２】
ここで、［％Ｘ］は、鋼中Ｘ濃度（質量％）、［％Ｎ］は、鋼中Ｎ濃度（質量％）である。
【００４３】
次に、これらの検討結果を確認するために、表１（後出）をベースに成分を変化させた鋼板を作成し、アーク溶接を行って溶接継手を作製し、その後、継手引張試験を行って、破断部位の調査と、鋼中の粒子の調査を行った。
【００４４】
粒子径、粒子個数密度は、試料の該当する箇所から抽出レプリカを作製し、それを、電子顕微鏡にて、１００００倍で１００視野以上（観察面積にして１００００μｍ2以上）を観察し、カウントすることにより求めた。
【００４５】
結果を、図１に示す。図１において、母材側で破断した比率が５０％以上のものを、ＨＡＺ軟化抑制（図中、○印）とした。その理由は、後述する通り、ＨＡＺ部の強度が母材と同じ場合、母材破断率は５０％となるからである。
【００４６】
図１中には、上記［１４］式の関係より、ＨＡＺ軟化有無の境界線を求めて図示した。図１の結果より、鋼中粒子の平均粒径と個数密度が、上記［６］式を満たすときに、ＨＡＺ軟化が抑制されることがわかる。
ρ’≧α ｒ-1.6 α＝６．９×１０14（ｃｍ-3） ［６］
ここで、
ρ’；鋼中粒子（晶析出物）個数密度（ｃｍ-3）
ｒ ；鋼中粒子（結晶析出物）平均径（ｎｍ）
【００４７】
また、上記［６］式の関係を満たすためには、酸化物を微細分散させるために、Ｃａ，Ｍｇのいずれか、または、両方を含むことに加え、窒化物構成元素については、Ｔｉに加え、さらに、Ｎｂ，Ｖ，Ｂ，Ｔａのうち２種以上を添加量を調整して添加することが必要であることが解った。この際、微細分散効果を得るための濃度範囲を、析出開始温度を、Ｔｉについては、１４５０℃とし、他の元素については、おおむね１０００℃として算出される濃度範囲とすれば、同時析出を達成することができることが解った。
【００４８】
したがって、濃度積の範囲として、最大１０倍として、上記析出温度での計算値の１０0.5倍を上限とし、１０-0.5倍を下限として、以下の範囲に設定した。
０．０６＜［％Ｔｉ］［ｐｐｍＮ］＜０．６３ ［１］
０．３０３＜［％Ｎｂ］［ｐｐｍＮ］＜３．０３ ［２］
０．６３＜［％Ｖ］［ｐｐｍＮ］＜６．３０ ［３］
０．０００６＜［％Ｂ］［ｐｐｍＮ］＜０．００６ ［４］
０．３３＜［％Ｔａ］［ｐｐｍＮ］＜３．３５ ［５］
【００４９】
次に、各成分の選定理由について説明する。なお、以降、各成分の含有量数値は、質量ベースである。
【００５０】
Ｃは、強度確保に有効な元素であり、その作用を確保すべく、その下限を０．０２％と設定した。一方、Ｃが過剰になると、鋼中にセメンタイトを形成し、孔拡げ性が悪化するので、好ましくない。このため、０．０２〜０．０８％とした。
【００５１】
Ｓｉは、フェライト、ベイナイトの複合組織を得るために重要な元素であり、強度と延性の両立の点からも重要な元素であるため、本発明が対象としているような、高い加工性を有する高強度鋼板においては、０．０５％以上は必要である。しかし、Ｓｉ濃度を高くすると、後述するように、Ｔｉの活量を高め、もって、Ｔｉ析出物の微細分散に有害となる。そこで、Ｔｉ析出物の微細分散を妨げない０．５％を上限とし、０．０５〜０．５％とした。
【００５２】
Ｍｎは、強度を確保するのに必要な元素であって、最低、０．５％は必要である。しかし、多量に添加すると、強度が上昇しすぎて、本発明が対象とする加工性高強度鋼板の範囲を外れてしまうため、２．５％を上限とした。
【００５３】
Ｓは、ＭｎＳを生成し、孔拡げ性を悪化させるので、低いほど好ましく、０．００５％を上限とした（なお下限は０を含む）。
【００５４】
Ａｌは、通常、脱酸材として用いられるが、同時に、窒化物生成元素であり、本発明の重要なポイントである窒化物の微細分散化に対して悪影響を及ぼすので、低いほうが好ましい。そのため、不可避的に入る０．０１０％を上限とした（なお下限は０を含む）。
【００５５】
Ｎは、窒化物生成のために重要な元素であり、低すぎると、窒化物個数密度を確保できないため、好ましくなく、０．００２０％（２０ｐｐｍ）を下限とした。一方で、高すぎると、加工性、孔拡げ性を損なうので、０．００６０％（６０ｐｐｍ）を上限とした。
【００５６】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａは、いずれも、窒化物生成元素であり、その成分バランスが、窒化物の微細分散に極めて重要である。このうち、Ｔｉは、Ａｌレスとした本発明鋼において重要な脱酸元素であると同時に、強力な窒化物生成元素であること、および、ＴｉＮが、最も高温まで安定であることから、これらの元素の中でも最も重要であるので、選択添加とせずに、必須とした。
【００５７】
また、その濃度は、窒化物多数生成のため、前述の通り、［Ｎ］濃度との関係で、０．０６＜［％Ｔｉ］［ｐｐｍＮ］＜０．６３とすることが必要である。また、Ｓｉは、Ｔｉに対して強い相互作用を有しており、Ｓｉ濃度が高くなると、この関係が成り立たなくなることから、上述の通り、Ｓｉの添加量には、上限が存在する。
【００５８】
Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａも、同様に、Ｎ濃度との関係で濃度が限定されるが、これらは、このうちから、２種以上添加すれば、２種以上の元素がＮを奪い合いながら、窒化物が同時に生成するため、個々の粒子は十分に成長できず、その結果、粗大化せず、結果として、数ｎｍサイズの微細粒子が得られることで、ＨＡＺ軟化抑制を達成することができるので、２種以上の元素の同時添加とした。
【００５９】
なお、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａのうちの２種以上の元素の選択としては、上記［２］〜［５］式を満足する範囲で、任意に選択することが可能である。
【００６０】
Ｃａ、Ｍｇは、重要な脱酸元素であるとともに、本発明を構成する微細粒子として機能する酸化物の構成元素であり、少なくとも、いずれか一方を添加する必要がある。その際の濃度範囲については、図２に、計算結果を示す通り、ある溶存濃度（原子状態で溶解している濃度）で、生成する酸化物量が最大となることが解っている。
【００６１】
図２において、横軸［％Ｏ］0は、初期酸素濃度、縦軸Δ［％Ｏ］は、析出する酸化物量を酸素濃度に換算したものであり、曲線は、固相線温度で、［％Ｏ］0と平衡するＣａ、Ｍｇ、または、Ｃａ＋Ｍｇが常温までの間に析出する酸化物量を示している。
【００６２】
図２に示す通り、Ｃａ、Ｍｇの単独添加時よりも、Ｃａ＋Ｍｇ添加とすることで、析出する酸化物量が増加し、そのピークは、［％Ｏ］濃度で６ｐｐｍ程度、そのときのＣａ，Ｍｇ濃度（溶存濃度）は、それぞれ、１０ｐｐｍ、５ｐｐｍと計算された。
【００６３】
ただし、実操業では、ＭｇやＣａ等の強脱酸元素の溶存濃度の分析は困難であり、介在物として浮遊しているものも含めた濃度で管理されているので、鋼中成分の目標値としては、分布を持たせて、Ｍｇ：５〜３０ｐｐｍ、Ｃａ：１０〜３０ｐｐｍとした。
【００６４】
なお、本発明に係る鋼板の製造方法は、特に制限されることはなく、公知の方法に従って製造すればよい。例えば、上記の好適成分組成に調整した溶鋼を、連続鋳造法でスラブとしたのち、１１００〜１２５０℃に加熱してから、熱間圧延を施せばよい。また、本発明による鋼板を用いた溶接構造物の製造方法についても、同様に、公知の方法に従って製造すればよく、例えば、上記方法で製造した鋼板を、プレス加工後、アーク溶接で接合すればよい。
【００６５】
なお、本発明の鋼板は、適宜、所望の形状に成型加工されて、溶接接合され、溶接接合構造物とされる。本発明の鋼板は、微細粒子が多く生成しているため、溶接の際に、３ｋＪ／ｍｍ未満の小入熱量で溶接接合しても、ＨＡＺ軟化を抑制することが可能である。
【００６６】
また、３ｋＪ／ｍｍ未満の小入熱量で溶接接合することを対象とする鋼板としては、例えば、その厚みが５ｍｍ以下のものが好適である。
【実施例】
【００６７】
表１に示す化学成分の溶鋼を連続鋳造して鋼片を作製した。これらを、１１００〜１２５０℃に再加熱したあと、熱間圧延により１．６〜５ｍｍに圧延した。
【００６８】
これら鋼板を、溶接入熱量が３ｋＪ／ｍｍ未満のアーク溶接を用いて、重ね合わせ溶接した。その後、溶接継手部から引張試験片を切り出し、引張試験を、各３〜１０回実施した。また、一部試料については、溶接後に、溶接線と垂直な面で切断し、その切断面において、ＨＡＺ部の硬度を、マイクロビッカース硬度測定器を用いて測定した。
【００６９】
【表１】
【００７０】
表１に、実施例および比較例の化学成分と溶接熱影響部において測定した鋼中粒子の平均粒径（円相当径）と個数密度、および、ＨＡＺ軟化抑制の有無を示す。また、簡便のため、実施例および比較例について、窒化物溶解度積の計算結果と、必要な粒子の個数密度の計算結果を、表２に示した。
【００７１】
【表２】
【００７２】
粒子径、粒子個数密度は、試料の該当する箇所から抽出レプリカを作製し、それを、電子顕微鏡にて、１００００倍で１００視野以上（観察面積にして１００００μｍ2以上）を観察し、カウントすることにより求めた。また、ＨＡＺ軟化抑制については、引張試験において、ＨＡＺ部で破断せずに母材側で破断する回数の比率が５０％以上の場合を軟化抑制とした。これは、以下の理由による。
【００７３】
ＨＡＺ部の強度が母材に劣ればＨＡＺ部で破断し、母材破断とはならない。一方、かりに、ＨＡＺ部の強度が母材より増加したとすると、母材でのみ破断することになる。もし、ＨＡＺ部の強度が母材側と同一であれば、確率的には、ＨＡＺ部破断と母材破断が１／２ずつ、つまり、母材破断率が５０％となると考えられる。このことから、母材側で破断する比率が５０％以上の場合を軟化抑制とした。
【００７４】
ちなみに、ＨＡＺ部の硬度測定結果と母材破断率との関係を、表１の一部のサンプルについて調査した結果を、図３に示す。この図において、横軸ΔＨｖ（％）は、母材部分の平均硬度に対するＨＡＺ部の硬度の減少代の最大値を百分率で示したものであり、縦軸は、引張試験において引張試験回数のうち、母材破断となった回数の比率である。
【００７５】
この図より明らかなように、硬度低下率が５％未満であれば、ほぼ１００％母材破断となっている一方、１５％以上になると、ほとんど、ＨＡＺ部で破断しており、ＨＡＺ軟化は抑制できていない。そして、この中間の硬度低下率１０％で、母材破断率が、おおよそ５０％となっている。
【００７６】
したがって、母材側で破断する回数の比率が５０％以上の場合を軟化抑制としていることから、目安としては、ΔＨｖが１０％以下のものを軟化抑制と評価していることが解る。
【００７７】
実施例１〜４は、脱酸方法が異っているが、Ｍｇ、Ｃａ、Ｍｇ＋Ｃａ脱酸のいずれも、ＨＡＺ軟化が抑制されている。実施例５〜７は、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａのうち２種の組み合わせが異なっているが、これら２種の添加で、いずれも、ＨＡＺ軟化が抑制されている。ちなみに、実施例８では、Ｎｂ，Ｖ，Ｔａの３種を、実施例９、１０では、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａの４種全てを添加した場合であるが、同様に、ＨＡＺ軟化が抑制されており、２種以上添加すれば、ＨＡＺ軟化抑制効果が得られることが解る。
【００７８】
これに対して、比較例１は、従来技術による高い加工性を有する高強度鋼板の例であるが、本発明による成分範囲に対して、Ｓｉ、Ａｌ、および、［Ｔｉ］［Ｎ］が、本発明の範囲外であるうえ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａも添加されていない。この場合、表１に示すように、明確に、ＨＡＺが軟化する。
【００７９】
比較例２〜６は、比較例１の成分をベースに脱酸を変更したものであるが、ＨＡＺ軟化が抑制されておらず、単に、Ｍｇ、Ｃａ、Ｍｇ＋Ｃａ脱酸としただけでは不十分であることが解る。
【００８０】
比較例７は、上記に加えてＴｉ、Ｎｂを変化させているが、Ａｌが、本発明の範囲外であり、ＨＡＺ軟化抑制は不十分である。これに対して、比較例８は、Ｍｇ，Ｃａ脱酸が適用されていない以外は、本発明の範囲内の成分であるが、やはり、ＨＡＺ軟化抑制が不十分である。比較例９は、［Ｔｉ］［Ｎ］が範囲外、比較例１０は、Ｔｉ以外の窒化物生成元素が１種のみであることが、本発明と異なるだけであるが、ＨＡＺ軟化は抑制できていない。
【００８１】
以上のように、本発明が対象とするＨＡＺ軟化抑制効果を得るためには、本発明の条件を満たす必要があることがわかる。
【図面の簡単な説明】
【００８２】
【図１】ＨＡＺ軟化抑制の有無と鋼中粒子の平均径と個数密度の関係を示す図である。
【図２】Ｃａ，Ｍｇ濃度と析出する酸化物量の関係を示す図である。
【図３】ＨＡＺ部の硬度低下率と母材破断率の関係を示す図である。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車の足回り部品、フレーム、ホイールなどに用いられる、加工性と耐溶接熱影響部軟化性に優れた高強度鋼板、および、この鋼板を用いて作製した溶接構造物に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年の自動車軽量化要求の高まりから、自動車用鋼板の高強度化が進んでおり、特に、足回り部品や、フレーム、タイヤホイールなどで、高強度鋼板の使用が顕著である。しかし、これらの部材は、複雑な部品形状から、厳しい加工性が要求される。この要求に対しては、一般的な高強度鋼板では対応できず、特許文献１に示すような、フェライトとベイナイトを主相とした高い加工性、孔拡げ性を有する高強度鋼板が使用されている。
【０００３】
一方で、これらの部材では、通常、プレス成形後にアーク溶接を行って、構造物とされるが、この際、溶接部は熱の影響を受け易い。特許文献１に示すような高加工性の高強度鋼板にアーク溶接を行うと、この熱影響部（以降、「ＨＡＺ」と記載する場合がある。）で強度が低下する、いわゆるＨＡＺ軟化が生じる。
【０００４】
この対策としては、設計の段階で、ＨＡＺ部の強度低下を前提とした部材設計を行って対応しているのが実情である。この結果、溶接構造物の設計自由度が制限されるのみならず、部材の軽量化に対して、大きな障害となる。
【０００５】
この溶接熱影響部の軟化対策としては、例えば、特許文献２に示すような、Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖなどの合金元素の添加が多数提案されている。これらは、いわゆる、焼入性を高める目的で添加され、溶接熱影響部がＡ3変態点以上に加熱された後に冷却される際に作用し、鋼板の強度を高める働きをする。
【０００６】
しかし、自動車用鋼板として用いる、板厚が比較的薄い鋼板を溶接するような小入熱溶接において、Ａ3変態点を超える熱影響部は、急加熱・急冷却となるため、このような元素を添加すると、逆に硬化が進み、溶接割れを引き起す懸念がある。
【０００７】
さらに、特許文献１に示すような、フェライトとベイナイトを主相とする、高い加工性・孔広げ性を有する鋼板をアーク溶接し、その熱影響部を調査すると、軟化が生じているのは、母材側のＡ3変態点未満の加熱領域であることが解っている。このため、溶接時の熱履歴により、Ａ3点以上に加熱・冷却されて焼入れが起こることを利用した、合金元素の添加では、ＨＡＺ軟化の抑制をすることはできない。
【０００８】
また、同じく、溶接熱影響部の靭性改善として、特許文献３に示すような、微小析出物の導入による熱影響部の結晶粒径粗大化抑制が提案されているが、主に、板厚が１０ｍｍ以上での大入熱溶接を対象としており、本発明が対象とする自動車用鋼板等の薄鋼板での小入熱溶接とは対象が異なる。
【０００９】
さらに、この方法も、Ａ3変態点以上に加熱されることが前提となっており、さらに、結晶粒粗大化抑制に必要とされる最低粒子密度は、本発明で対象とする個数密度に対して、大幅に少なく、明らかに技術が異なっている。
【００１０】
【特許文献１】特開平６−２９３９１０号公報
【特許文献２】特開平５−１８６８４９号公報
【特許文献３】特開平１１−１２４６５２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は、上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、加工性と耐溶接熱影響部軟化性に優れた高強度鋼板、および、この鋼板を用いて作製した溶接構造物を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明で対象としている、特許文献１に示すような、ベイナイトとフェライトを主相とするような高強度鋼板の溶接熱影響部において、Ａ3変態点以下の温度領域で、結晶粒成長も生じないような短時間の急加熱・急冷によって強度の低下が起こる現象は、転位が開放されることによって起こるとしか説明できない。
【００１３】
そこで、転位の開放を抑制する方法について鋭意検討した結果、本発明者らは、高温で安定な微細粒子を多数生成させると、転位の移動が妨げられ、転位の開放が抑制されて、強度低下が抑制され得ること、および、多数生成させる微細粒子として、酸化物と窒化物を活用することができること、を新たに見出した。
【００１４】
本発明は、以上の知見に基づき完成されたものであり、下記を要旨とする。
【００１５】
（１） 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０１０％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％を含有し、質量ｐｐｍで、Ｍｇ：５〜３０ｐｐｍ、Ｃａ：１０〜３０ｐｐｍのいずれか、または、両方を含有し、かつ、質量％で、Ｔｉを、下記［１］式を満たす範囲で含有し、さらに、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａのうち２種以上を、下記［２］〜［５］式を満たす範囲で含有し、残部がＦｅおよびその他不可避元素からなる鋼であって、その溶接熱影響部が、平均粒径ｒｎｍ（ただしｒ≦１０００）の粒子を、下記［６］式で計算される個数密度ρ’個／ｃｍ3で含有することを特徴とする高強度鋼板。
【００１６】
０．０６＜［％Ｔｉ］［ｐｐｍＮ］＜０．６３ ［１］
０．３０３＜［％Ｎｂ］［ｐｐｍＮ］＜３．０３ ［２］
０．６３＜［％Ｖ］［ｐｐｍＮ］＜６．３０ ［３］
０．０００６＜［％Ｂ］［ｐｐｍＮ］＜０．００６ ［４］
０．３３＜［％Ｔａ］［ｐｐｍＮ］＜３．３５ ［５］
ρ’≧ α ｒ-1.6 α＝６．９×１０14（ｃｍ-3） ［６］
但し、 ［％Ｔｉ］ ：鋼中Ｔｉ濃度（質量％）
［％Ｎｂ］ ：鋼中Ｎｂ濃度（質量％）
［％Ｖ］ ：鋼中Ｖ濃度（質量％）
［％Ｂ］ ：鋼中Ｂ濃度（質量％）
［％Ｔａ］ ：鋼中Ｔａ濃度（質量％）
［ｐｐｍＮ］：鋼中Ｎ濃度（質量ｐｐｍ）
【００１７】
（２） 上記（１）に記載の高強度鋼板を成型加工した後、３ｋＪ／ｍｍ未満の入熱量で溶接接合して作製したことを特徴とする溶接構造物。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によって、加工性と耐溶接熱影響部軟化性に優れた高強度鋼板、および、この鋼板を用いて作製した溶接構造物を提供することができる。したがって、本発明においては、工業上、大きな効果を期待することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
本発明について、以下、詳細に説明する。
【００２０】
本発明の重要なポイントは、前述したとおり、Ａ3変態点でも分解しない安定な微細粒子を、多数、鋼中に生成させて、溶接熱影響部の転位の移動を抑制し、ＨＡＺ軟化を抑制することである。そこで、微細な粒子を多量生成させる条件を検討した。
【００２１】
通常、鋼中に存在する粒子としては、酸化物、窒化物、炭化物、硫化物などがある。このうち、硫化物は、本発明が対象とする高加工性高強度鋼板では、孔拡げ性に有害であるため、使えない。また、炭化物は、鋼中で、比較的低温で分解するため、本発明が対象とする溶接熱影響部で安定であるという条件に合致しない。そこで、本発明では、酸化物と窒化物を転位開放を抑制する粒子として活用することとした。
【００２２】
次に、転位開放を抑制する粒子の必要個数密度について検討した。なお、式の導出過程について、概要を、以下に記載する。
【００２３】
まず、単位転位あたりの張力ｔは、せん断係数μと転位のバーガースベクトルｂで、下記［７］式で定義することができる（例えば、日本金属学会編、転位論の金属学への応用（１９６０）、丸善、ｐ１１を、参照）。
ｔ＝μｂ2／２ ［７］
【００２４】
よって、鋼単位体積あたりの転位の総張力Ｔは、転移密度をρとして、下記［８］式で現わすことができる。
Ｔ＝ｔρ＝ρμｂ2／２ ［８］
【００２５】
一方、粒子間隔λの一対の粒子によって転位の移動が抑制されるときに転位に加わる抑制力Ｔ’は、下記［９］式で現わすことができる。
Ｔ’∝Ｋμｂ／λ ［９］
【００２６】
ここで、Ｋは、粒子に転位が遭遇する確率であり、転位の影響する幅Ｂ、粒子の平均粒径ｒ、単位転位が存在する範囲（＝サブグレイン径）ｄとすると、下記［１０］式が成立する。
Ｋ∝ｄ3ρ’2（ｒ＋Ｂ／２）4ρ0.5 ［１０］
【００２７】
そして、Ｔ＝Ｔ’であるから、
ρμｂ2／２＝Ｋμｂ／λ＝Ｋμｂ／（１／２ｒρ’）0.5）
ρ’＝ρ2ｂ2／８ｒＫ2 ［１２］
であり、上記［１０］式および［１２］式より、
ρ’＝（ｂ2／８ｒｄ6）1/5ρ1/5／（ｒ＋Ｂ／２）8/5∝ｒ-1.6 ［１３］
を導き出すことができる。
【００２８】
したがって、転位とつりあっている場合の粒子の個数密度ρ’は、平均粒径ｒの−１．６乗に比例すると導出される。転位開放を抑制するためには、この密度以上の粒子が存在すればよいから、ＨＡＺ軟化抑制条件としては、下記［１４］式のように現わすことができることが解った。
ρ’≧α ｒ-1.6 ［１４］
【００２９】
ここで、αは比例定数であり、実験的に求められる定数である。具体的には後述するが、平均粒子径と個数密度が異なる鋼板サンプルを溶接して継手とした後、引張試験を行って、破断部位の調査を行い、上記［１４］式を、ＨＡＺ軟化抑制有無の境界線に当てはめることにより、α＝６．９×１０14を求めた。
【００３０】
この関係を満たす個数密度であれば、平均粒径によらないことになるが、一方で、単位体積の鋼中に含まれる粒子の総体積（＝体積分率）をｗとすると、
ｗ＝３πρ’ｒ.3／４であるから、下記［１５］式が成立する。
ρ’∝ ｗ ｒ-3 ［１５］
【００３１】
一定の体積分率の下で、上記［１４］式を満たすためには、ｒは小さい方が有利であることが解る。つまり、限られた粒子生成量に対して上記［１４］式を安定して満たすためには、微細な粒子とすることが重要である。
【００３２】
一方、ｒが大きい場合も、個数密度を増加させれば、上記［１４］式を満たすことは可能であるが、体積分率が非常に大きくなって、鋼の特性に悪影響を及ぼすことになる。ｒが１０００ｎｍの場合、上記［１４］式から求まる個数密度と平均半径から体積分率を計算すると、０．００３、つまり、０．３％が鉄以外の粒子で占められる結果となり、材質悪化の危惧がある。そのため、本発明では、平均粒径ｒを、１０００ｎｍ以下とした。
【００３３】
次に、これらの粒子を、微細かつ多数生成させる条件について、検討した。
【００３４】
まず、酸化物を、微細かつ多数生成させるために、これら酸化物を構成する元素の量を増やす方法であるが、単に、量を増やすだけでは、粗大な酸化物を形成させる一方で、個数を増やすことが難しい。そこで、酸化物を微細化させることで酸化物の個数を増やす方法について検討を行った。
【００３５】
この方法では、強脱酸元素の添加によって酸素濃度を低く調整して、酸化物の粗大化を防ぎ、さらに、凝固以降に生成する酸化物量が最大となるように、鋼中の濃度を調整することで、微細な酸化物を多数生成させることを可能とした。
【００３６】
この際、生成する酸化物同士が化合物（複合酸化物）を形成する場合は、粗大化する傾向があるため、化合物を形成しない成分系とすることが望ましく、これらの条件を満たす元素として、Ｍｇ、Ｃａが考えられる。一方で、Ａｌは、ＭｇともＣａとも複合酸化物化合物を形成するため、極力、除外することが望ましい。
【００３７】
次に、窒化物については、多くの場合、物質移動が遅い固体鉄中で生成するため、溶鋼温度で生成することが多い酸化物に比べ、成長速度が遅く、微細粒子が得やすい。そこで、さらに、微細粒子を多数分散生成させるために、同時に、複数の窒化物生成反応が起こるよう、添加元素のバランスについて検討した。すなわち、窒化物の構成元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａのバランスに関して検討した。
【００３８】
その結果、あるＮ濃度に対して、同じ温度から窒化物の生成が生じる濃度になるように、２種以上の元素をバランスさせて添加することにより、複数の元素がＮを奪い合いながら、窒化物を同時に生成するため、個々の粒子は、十分に成長できず、その結果、粗大化せず、結果として、数ｎｍサイズの微細粒子が得られることを見出した。
【００３９】
具体的には、下記［１６］式に示す元素Ｘ（Ｘ＝Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｂ，Ｔａ）の窒化物ＸＮの鋼中での生成反応より求めればよい。
Ｘ＋Ｎ＝ＸＮ ＫXN＝ａXN／ａXａN ［１６］
【００４０】
現実的には、上記［１６］式中の固体鋼中成分の活量ａi、平衡定数ＫXNに関する測定値は皆無なため、溶解度積で代用したところ、下記［１７］式に示す溶解度積で充分に代用できることが解った。
ｌｏｇ（［％Ｘ］［％Ｎ］）＝Ａ＋Ｂ／Ｔ
［％Ｘ］［％Ｎ］＝ｅｘｐ（Ａ＋Ｂ／Ｔ） ［１７］
【００４１】
上記［１７］式において、Ｘ＝Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｂ，Ｔａに対して、それぞれ、Ａ，Ｂが実験的に求められ、報告されている（例えば、T.Gladman: Physical metallurgy of microalloyed steels, 1997, London, The Inst. Materialsなどを参照。）。そして、析出温度Ｔを与えると、［％Ｘ］［％Ｎ］の目安値を計算することができる。
【００４２】
ここで、［％Ｘ］は、鋼中Ｘ濃度（質量％）、［％Ｎ］は、鋼中Ｎ濃度（質量％）である。
【００４３】
次に、これらの検討結果を確認するために、表１（後出）をベースに成分を変化させた鋼板を作成し、アーク溶接を行って溶接継手を作製し、その後、継手引張試験を行って、破断部位の調査と、鋼中の粒子の調査を行った。
【００４４】
粒子径、粒子個数密度は、試料の該当する箇所から抽出レプリカを作製し、それを、電子顕微鏡にて、１００００倍で１００視野以上（観察面積にして１００００μｍ2以上）を観察し、カウントすることにより求めた。
【００４５】
結果を、図１に示す。図１において、母材側で破断した比率が５０％以上のものを、ＨＡＺ軟化抑制（図中、○印）とした。その理由は、後述する通り、ＨＡＺ部の強度が母材と同じ場合、母材破断率は５０％となるからである。
【００４６】
図１中には、上記［１４］式の関係より、ＨＡＺ軟化有無の境界線を求めて図示した。図１の結果より、鋼中粒子の平均粒径と個数密度が、上記［６］式を満たすときに、ＨＡＺ軟化が抑制されることがわかる。
ρ’≧α ｒ-1.6 α＝６．９×１０14（ｃｍ-3） ［６］
ここで、
ρ’；鋼中粒子（晶析出物）個数密度（ｃｍ-3）
ｒ ；鋼中粒子（結晶析出物）平均径（ｎｍ）
【００４７】
また、上記［６］式の関係を満たすためには、酸化物を微細分散させるために、Ｃａ，Ｍｇのいずれか、または、両方を含むことに加え、窒化物構成元素については、Ｔｉに加え、さらに、Ｎｂ，Ｖ，Ｂ，Ｔａのうち２種以上を添加量を調整して添加することが必要であることが解った。この際、微細分散効果を得るための濃度範囲を、析出開始温度を、Ｔｉについては、１４５０℃とし、他の元素については、おおむね１０００℃として算出される濃度範囲とすれば、同時析出を達成することができることが解った。
【００４８】
したがって、濃度積の範囲として、最大１０倍として、上記析出温度での計算値の１０0.5倍を上限とし、１０-0.5倍を下限として、以下の範囲に設定した。
０．０６＜［％Ｔｉ］［ｐｐｍＮ］＜０．６３ ［１］
０．３０３＜［％Ｎｂ］［ｐｐｍＮ］＜３．０３ ［２］
０．６３＜［％Ｖ］［ｐｐｍＮ］＜６．３０ ［３］
０．０００６＜［％Ｂ］［ｐｐｍＮ］＜０．００６ ［４］
０．３３＜［％Ｔａ］［ｐｐｍＮ］＜３．３５ ［５］
【００４９】
次に、各成分の選定理由について説明する。なお、以降、各成分の含有量数値は、質量ベースである。
【００５０】
Ｃは、強度確保に有効な元素であり、その作用を確保すべく、その下限を０．０２％と設定した。一方、Ｃが過剰になると、鋼中にセメンタイトを形成し、孔拡げ性が悪化するので、好ましくない。このため、０．０２〜０．０８％とした。
【００５１】
Ｓｉは、フェライト、ベイナイトの複合組織を得るために重要な元素であり、強度と延性の両立の点からも重要な元素であるため、本発明が対象としているような、高い加工性を有する高強度鋼板においては、０．０５％以上は必要である。しかし、Ｓｉ濃度を高くすると、後述するように、Ｔｉの活量を高め、もって、Ｔｉ析出物の微細分散に有害となる。そこで、Ｔｉ析出物の微細分散を妨げない０．５％を上限とし、０．０５〜０．５％とした。
【００５２】
Ｍｎは、強度を確保するのに必要な元素であって、最低、０．５％は必要である。しかし、多量に添加すると、強度が上昇しすぎて、本発明が対象とする加工性高強度鋼板の範囲を外れてしまうため、２．５％を上限とした。
【００５３】
Ｓは、ＭｎＳを生成し、孔拡げ性を悪化させるので、低いほど好ましく、０．００５％を上限とした（なお下限は０を含む）。
【００５４】
Ａｌは、通常、脱酸材として用いられるが、同時に、窒化物生成元素であり、本発明の重要なポイントである窒化物の微細分散化に対して悪影響を及ぼすので、低いほうが好ましい。そのため、不可避的に入る０．０１０％を上限とした（なお下限は０を含む）。
【００５５】
Ｎは、窒化物生成のために重要な元素であり、低すぎると、窒化物個数密度を確保できないため、好ましくなく、０．００２０％（２０ｐｐｍ）を下限とした。一方で、高すぎると、加工性、孔拡げ性を損なうので、０．００６０％（６０ｐｐｍ）を上限とした。
【００５６】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａは、いずれも、窒化物生成元素であり、その成分バランスが、窒化物の微細分散に極めて重要である。このうち、Ｔｉは、Ａｌレスとした本発明鋼において重要な脱酸元素であると同時に、強力な窒化物生成元素であること、および、ＴｉＮが、最も高温まで安定であることから、これらの元素の中でも最も重要であるので、選択添加とせずに、必須とした。
【００５７】
また、その濃度は、窒化物多数生成のため、前述の通り、［Ｎ］濃度との関係で、０．０６＜［％Ｔｉ］［ｐｐｍＮ］＜０．６３とすることが必要である。また、Ｓｉは、Ｔｉに対して強い相互作用を有しており、Ｓｉ濃度が高くなると、この関係が成り立たなくなることから、上述の通り、Ｓｉの添加量には、上限が存在する。
【００５８】
Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａも、同様に、Ｎ濃度との関係で濃度が限定されるが、これらは、このうちから、２種以上添加すれば、２種以上の元素がＮを奪い合いながら、窒化物が同時に生成するため、個々の粒子は十分に成長できず、その結果、粗大化せず、結果として、数ｎｍサイズの微細粒子が得られることで、ＨＡＺ軟化抑制を達成することができるので、２種以上の元素の同時添加とした。
【００５９】
なお、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａのうちの２種以上の元素の選択としては、上記［２］〜［５］式を満足する範囲で、任意に選択することが可能である。
【００６０】
Ｃａ、Ｍｇは、重要な脱酸元素であるとともに、本発明を構成する微細粒子として機能する酸化物の構成元素であり、少なくとも、いずれか一方を添加する必要がある。その際の濃度範囲については、図２に、計算結果を示す通り、ある溶存濃度（原子状態で溶解している濃度）で、生成する酸化物量が最大となることが解っている。
【００６１】
図２において、横軸［％Ｏ］0は、初期酸素濃度、縦軸Δ［％Ｏ］は、析出する酸化物量を酸素濃度に換算したものであり、曲線は、固相線温度で、［％Ｏ］0と平衡するＣａ、Ｍｇ、または、Ｃａ＋Ｍｇが常温までの間に析出する酸化物量を示している。
【００６２】
図２に示す通り、Ｃａ、Ｍｇの単独添加時よりも、Ｃａ＋Ｍｇ添加とすることで、析出する酸化物量が増加し、そのピークは、［％Ｏ］濃度で６ｐｐｍ程度、そのときのＣａ，Ｍｇ濃度（溶存濃度）は、それぞれ、１０ｐｐｍ、５ｐｐｍと計算された。
【００６３】
ただし、実操業では、ＭｇやＣａ等の強脱酸元素の溶存濃度の分析は困難であり、介在物として浮遊しているものも含めた濃度で管理されているので、鋼中成分の目標値としては、分布を持たせて、Ｍｇ：５〜３０ｐｐｍ、Ｃａ：１０〜３０ｐｐｍとした。
【００６４】
なお、本発明に係る鋼板の製造方法は、特に制限されることはなく、公知の方法に従って製造すればよい。例えば、上記の好適成分組成に調整した溶鋼を、連続鋳造法でスラブとしたのち、１１００〜１２５０℃に加熱してから、熱間圧延を施せばよい。また、本発明による鋼板を用いた溶接構造物の製造方法についても、同様に、公知の方法に従って製造すればよく、例えば、上記方法で製造した鋼板を、プレス加工後、アーク溶接で接合すればよい。
【００６５】
なお、本発明の鋼板は、適宜、所望の形状に成型加工されて、溶接接合され、溶接接合構造物とされる。本発明の鋼板は、微細粒子が多く生成しているため、溶接の際に、３ｋＪ／ｍｍ未満の小入熱量で溶接接合しても、ＨＡＺ軟化を抑制することが可能である。
【００６６】
また、３ｋＪ／ｍｍ未満の小入熱量で溶接接合することを対象とする鋼板としては、例えば、その厚みが５ｍｍ以下のものが好適である。
【実施例】
【００６７】
表１に示す化学成分の溶鋼を連続鋳造して鋼片を作製した。これらを、１１００〜１２５０℃に再加熱したあと、熱間圧延により１．６〜５ｍｍに圧延した。
【００６８】
これら鋼板を、溶接入熱量が３ｋＪ／ｍｍ未満のアーク溶接を用いて、重ね合わせ溶接した。その後、溶接継手部から引張試験片を切り出し、引張試験を、各３〜１０回実施した。また、一部試料については、溶接後に、溶接線と垂直な面で切断し、その切断面において、ＨＡＺ部の硬度を、マイクロビッカース硬度測定器を用いて測定した。
【００６９】
【表１】
【００７０】
表１に、実施例および比較例の化学成分と溶接熱影響部において測定した鋼中粒子の平均粒径（円相当径）と個数密度、および、ＨＡＺ軟化抑制の有無を示す。また、簡便のため、実施例および比較例について、窒化物溶解度積の計算結果と、必要な粒子の個数密度の計算結果を、表２に示した。
【００７１】
【表２】
【００７２】
粒子径、粒子個数密度は、試料の該当する箇所から抽出レプリカを作製し、それを、電子顕微鏡にて、１００００倍で１００視野以上（観察面積にして１００００μｍ2以上）を観察し、カウントすることにより求めた。また、ＨＡＺ軟化抑制については、引張試験において、ＨＡＺ部で破断せずに母材側で破断する回数の比率が５０％以上の場合を軟化抑制とした。これは、以下の理由による。
【００７３】
ＨＡＺ部の強度が母材に劣ればＨＡＺ部で破断し、母材破断とはならない。一方、かりに、ＨＡＺ部の強度が母材より増加したとすると、母材でのみ破断することになる。もし、ＨＡＺ部の強度が母材側と同一であれば、確率的には、ＨＡＺ部破断と母材破断が１／２ずつ、つまり、母材破断率が５０％となると考えられる。このことから、母材側で破断する比率が５０％以上の場合を軟化抑制とした。
【００７４】
ちなみに、ＨＡＺ部の硬度測定結果と母材破断率との関係を、表１の一部のサンプルについて調査した結果を、図３に示す。この図において、横軸ΔＨｖ（％）は、母材部分の平均硬度に対するＨＡＺ部の硬度の減少代の最大値を百分率で示したものであり、縦軸は、引張試験において引張試験回数のうち、母材破断となった回数の比率である。
【００７５】
この図より明らかなように、硬度低下率が５％未満であれば、ほぼ１００％母材破断となっている一方、１５％以上になると、ほとんど、ＨＡＺ部で破断しており、ＨＡＺ軟化は抑制できていない。そして、この中間の硬度低下率１０％で、母材破断率が、おおよそ５０％となっている。
【００７６】
したがって、母材側で破断する回数の比率が５０％以上の場合を軟化抑制としていることから、目安としては、ΔＨｖが１０％以下のものを軟化抑制と評価していることが解る。
【００７７】
実施例１〜４は、脱酸方法が異っているが、Ｍｇ、Ｃａ、Ｍｇ＋Ｃａ脱酸のいずれも、ＨＡＺ軟化が抑制されている。実施例５〜７は、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａのうち２種の組み合わせが異なっているが、これら２種の添加で、いずれも、ＨＡＺ軟化が抑制されている。ちなみに、実施例８では、Ｎｂ，Ｖ，Ｔａの３種を、実施例９、１０では、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａの４種全てを添加した場合であるが、同様に、ＨＡＺ軟化が抑制されており、２種以上添加すれば、ＨＡＺ軟化抑制効果が得られることが解る。
【００７８】
これに対して、比較例１は、従来技術による高い加工性を有する高強度鋼板の例であるが、本発明による成分範囲に対して、Ｓｉ、Ａｌ、および、［Ｔｉ］［Ｎ］が、本発明の範囲外であるうえ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａも添加されていない。この場合、表１に示すように、明確に、ＨＡＺが軟化する。
【００７９】
比較例２〜６は、比較例１の成分をベースに脱酸を変更したものであるが、ＨＡＺ軟化が抑制されておらず、単に、Ｍｇ、Ｃａ、Ｍｇ＋Ｃａ脱酸としただけでは不十分であることが解る。
【００８０】
比較例７は、上記に加えてＴｉ、Ｎｂを変化させているが、Ａｌが、本発明の範囲外であり、ＨＡＺ軟化抑制は不十分である。これに対して、比較例８は、Ｍｇ，Ｃａ脱酸が適用されていない以外は、本発明の範囲内の成分であるが、やはり、ＨＡＺ軟化抑制が不十分である。比較例９は、［Ｔｉ］［Ｎ］が範囲外、比較例１０は、Ｔｉ以外の窒化物生成元素が１種のみであることが、本発明と異なるだけであるが、ＨＡＺ軟化は抑制できていない。
【００８１】
以上のように、本発明が対象とするＨＡＺ軟化抑制効果を得るためには、本発明の条件を満たす必要があることがわかる。
【図面の簡単な説明】
【００８２】
【図１】ＨＡＺ軟化抑制の有無と鋼中粒子の平均径と個数密度の関係を示す図である。
【図２】Ｃａ，Ｍｇ濃度と析出する酸化物量の関係を示す図である。
【図３】ＨＡＺ部の硬度低下率と母材破断率の関係を示す図である。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０１０％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％を含有し、質量ｐｐｍで、Ｍｇ：５〜３０ｐｐｍ、Ｃａ：１０〜３０ｐｐｍのいずれか、または、両方を含有し、かつ、質量％で、Ｔｉを、下記［１］式を満たす範囲で含有し、さらに、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａのうち２種以上を、下記［２］〜［５］式を満たす範囲で含有し、残部がＦｅおよびその他不可避元素からなる鋼であって、
その溶接熱影響部が、平均粒径ｒｎｍ（ただしｒ≦１０００）の粒子を、下記［６］式で計算される個数密度ρ’個／ｃｍ3で含有する
ことを特徴とする高強度鋼板。
０．０６＜［％Ｔｉ］［ｐｐｍＮ］＜０．６３ ［１］
０．３０３＜［％Ｎｂ］［ｐｐｍＮ］＜３．０３ ［２］
０．６３＜［％Ｖ］［ｐｐｍＮ］＜６．３０ ［３］
０．０００６＜［％Ｂ］［ｐｐｍＮ］＜０．００６ ［４］
０．３３＜［％Ｔａ］［ｐｐｍＮ］＜３．３５ ［５］
ρ’≧α ｒ-1.6 α＝６．９×１０14（ｃｍ-3） ［６］
但し、 ［％Ｔｉ］ ：鋼中Ｔｉ濃度（質量％）
［％Ｎｂ］ ：鋼中Ｎｂ濃度（質量％）
［％Ｖ］ ：鋼中Ｖ濃度（質量％）
［％Ｂ］ ：鋼中Ｂ濃度（質量％）
［％Ｔａ］ ：鋼中Ｔａ濃度（質量％）
［ｐｐｍＮ］：鋼中Ｎ濃度（質量ｐｐｍ）
【請求項２】
請求項１に記載の高強度鋼板を成型加工した後、３ｋＪ／ｍｍ未満の入熱量で溶接接合して作製したことを特徴とする溶接構造物。
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０１０％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％を含有し、質量ｐｐｍで、Ｍｇ：５〜３０ｐｐｍ、Ｃａ：１０〜３０ｐｐｍのいずれか、または、両方を含有し、かつ、質量％で、Ｔｉを、下記［１］式を満たす範囲で含有し、さらに、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｔａのうち２種以上を、下記［２］〜［５］式を満たす範囲で含有し、残部がＦｅおよびその他不可避元素からなる鋼であって、
その溶接熱影響部が、平均粒径ｒｎｍ（ただしｒ≦１０００）の粒子を、下記［６］式で計算される個数密度ρ’個／ｃｍ3で含有する
ことを特徴とする高強度鋼板。
０．０６＜［％Ｔｉ］［ｐｐｍＮ］＜０．６３ ［１］
０．３０３＜［％Ｎｂ］［ｐｐｍＮ］＜３．０３ ［２］
０．６３＜［％Ｖ］［ｐｐｍＮ］＜６．３０ ［３］
０．０００６＜［％Ｂ］［ｐｐｍＮ］＜０．００６ ［４］
０．３３＜［％Ｔａ］［ｐｐｍＮ］＜３．３５ ［５］
ρ’≧α ｒ-1.6 α＝６．９×１０14（ｃｍ-3） ［６］
但し、 ［％Ｔｉ］ ：鋼中Ｔｉ濃度（質量％）
［％Ｎｂ］ ：鋼中Ｎｂ濃度（質量％）
［％Ｖ］ ：鋼中Ｖ濃度（質量％）
［％Ｂ］ ：鋼中Ｂ濃度（質量％）
［％Ｔａ］ ：鋼中Ｔａ濃度（質量％）
［ｐｐｍＮ］：鋼中Ｎ濃度（質量ｐｐｍ）
【請求項２】
請求項１に記載の高強度鋼板を成型加工した後、３ｋＪ／ｍｍ未満の入熱量で溶接接合して作製したことを特徴とする溶接構造物。
【図１】
【図２】
【図３】
【図２】
【図３】
【公開番号】特開２００８−２８０５５２（Ｐ２００８−２８０５５２Ａ）
【公開日】平成２０年１１月２０日（２００８．１１．２０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００７−１２３２９１（Ｐ２００７−１２３２９１）
【出願日】平成１９年５月８日（２００７．５．８）
【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２０年１１月２０日（２００８．１１．２０）
【国際特許分類】
【出願日】平成１９年５月８日（２００７．５．８）
【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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