JP4252949B2

JP4252949B2 - 音響異方性が小さく、溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP4252949B2
Application number: JP2004274682A
Authority: JP
Inventors: 宏行高岡; 昌吾村上; 等畑野
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2004-09-22
Filing date: 2004-09-22
Publication date: 2009-04-08
Anticipated expiration: 2024-09-22
Also published as: KR20060051497A; CN100513621C; KR100705889B1; CN1936055A; JP2006089789A

Description

本発明は、引張強さが７８０ＭＰａ以上と高強度でありながら、降伏比が８５％以下と低く、しかも音響異方性が小さく、かつ母材靭性及び溶接性に優れた高張力鋼板に関する。

橋梁用や建築用の鋼板(厚鋼板)では、溶接部に欠陥が存在すると、この部分が破壊発生の起点となりやすいため、超音波探傷試験によって欠陥部分の有無を調査し、欠陥部分が存在していた場合には、その部位を補修するといった作業が一般的に行われている。ところが、探傷方向によって著しく音速が変化する鋼板、すなわち音響異方性の高い鋼板では、超音波探傷試験で溶接欠陥部の正確な位置を検出できないため、上記分野などに適用される鋼板においては、音響異方性が小さいことが要求されている。

上記のように海洋構造物、建築構造物等の分野においては、溶接施工効率の向上から溶接欠陥検出の簡略化のため、鋼板の音響異方性が小さいことが求められており、さらに−４０℃といった極低温での溶接性（ＨＡＺ靭性、耐溶接割れ性）および母材靭性を確保した７８０ＭＰａ級高張力鋼板が要望されている。

さらに、近年、特に耐震性が要求される高層建築構造物等の分野においては、地震の際に構造物に付加される破壊エネルギーを吸収し、構造物の倒壊を防止することができる、降伏比ＹＲの低い鋼材が求められているが、一般的に高張力鋼板ではＹＲは高くなる傾向がある。なお、ＹＲ（％）はＹＳ（０．２％耐力）／ＴＳ（引張強さ）×１００で表される。

従来、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板では、低温靭性の確保が困難であったが、近年、母材靭性の改善を企図した技術が種々提案されている。例えば、特開平１１−１７２３６５号公報（特許文献１）には旧オーステナイト（γ）粒のアスペクト比が３以上となるように、熱間圧延における未再結晶域圧延の累積圧下率を５０％以上とすることが、特開２００１−２２０６４４号公報（特許文献２）には旧γ粒の扁平率が平均で５０％以下となるように圧延仕上げ温度（ＦＲＴ）を８５０℃以下として熱間圧延をすることが、特開２００１−２００３３４号公報（特許文献３）には熱間圧延におけるＡｒ３点以上、９００℃未満の累積圧下率を１０〜５０％とすることによってベイナイトラス幅を小さくすることが、また、特開平９−３５９１号公報（特許文献４）には、再結晶温度域で３０％以上の累積圧下率で熱間圧延することによってラス長さを短くすることが記載されている。

一方、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼において、大入熱溶接時にＨＡＺ靭性が劣化するという問題がある。その理由は、入熱が大きくなるとＨＡＺの冷却速度が遅くなり、粗大な島状マルテンサイトを生成することにより靭性が低下するからである。この問題は、大入熱溶接を行う場合、厚物、薄物のいずれにおいても発生する。このため、溶接施工時に溶接入熱が５ｋＪ／ｍｍ以下に制限されるのが通例であり、溶接効率の低下を余儀なくされていた。

この問題に対して、ＨＡＺ靭性を改善する技術が種々提案されている。例えば、特開２０００−１６０２８１号公報（特許文献５）には低Ｃとし、焼き入れ性向上元素であるＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏを積極的に添加し、あるいはさらにＴｉＮを微細分散させることで旧γ粒を微細化することが、特開平６−６５６８０号公報（特許文献６）には低Ｃとし、さらにＴａ₂０₃の微細分散により旧γ粒を微細化することが、特開平５−１７１３４１号公報（特許文献７）にはＴｉおよびＭｇを必須成分として添加し、酸化物を分散させることにより旧γ粒を微細化し、粒内フェライトの生成を促進することが、特開平７−２３３４３７号公報（特許文献８）にはＢフリーの下でＰｃｍ≦０．２４、Ｃｅｑ≧０．４５として焼き入れ性を向上させることが、特開平２−２５４１２０号公報（特許文献９）には低炭素、Ｂフリーの下でＣｕによる析出強化を利用することが記載されている。

また、溶接性に優れ、しかも降伏比の低い高張力鋼板として、特開平６−２４８３３６号公報（特許文献１０）や特開平６−２４８３３７号公報（特許文献１１）には、Ｂ添加鋼の溶接性を改善すべく、Ｂを無添加とし、Ｂ無添加による焼入性の低下に伴う強度確保のため焼入、焼戻によるＶの析出硬化を利用した高張力鋼板の製造方法が記載されている。

特開平１１−１７２３６５号公報特開２００１−２２０６４４号公報特開２００１−２００３３４号公報特開平９−３５９１号公報特開２０００−１６０２８１号公報特開平６−６５６８０号公報特開平５−１７１３４１号公報特開平７−２３３４３７号公報特開平２−２５４１２０号公報特開平６−２４８３３６号公報特開平６−２４８３３７号公報

上記母材靭性の改善に関する技術は、変態点を下げる作用を有するＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉの添加量が概ね少なく、Ａr₃点が高くなるため、オーステナイトの未再結晶域における圧延温度を低下させることに限界があり、低温圧延による母材靭性の向上効果は少ないため、従来では−５０℃でのシャルピー衝撃試験における吸収エネルギー（ｖＥ_-50）が１００Ｊ以上というような優れた母材靭性を得ることができなかった。

また、前記ＨＡＺ靭性の改善に関する技術は、いずれも低Ｃ化することによって高冷却速度におけるＨＡＺの硬化を防止するものであり、低Ｃ化による強度の低下をＮｂ、Ｍｏ、Ｖのいずれか、もしくは複合添加することによって補おうとするものである。しかし、これらの元素を積極的に添加すると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、母材靭性やＨＡＺ靭性が劣化するという問題がある。

また、前記溶接性を確保しつつ、低降伏比の熱延鋼板を得る技術では、Ｂ無添加による強度低下を補償するには、Ｃ、Ｖ等の合金元素を多量に添加せざるを得ず、このため溶接性の低下や母材靭性の劣化を招来するという問題がある。

一方、いずれの技術についても音響異方性を低減させることは考慮されておらず、音響異方性の点で問題があった。

本発明はかかる問題に鑑みなされたものであり、引張強さが７８０ＭＰａ以上という高強度でありながら、低降伏比であり、母材靭性、溶接性（耐溶接割れ性、ＨＡＺ靭性）に優れ、しかも音響異方性が小さく、溶接施工時の欠陥検出が簡易な高張力鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者は上記課題に対し、種々の実験研究を行った結果、ベイニティックフェライトを主体とする鋼組織を考慮した成分設計、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、Ｎｉ、Ｃｕを積極的に添加することによって熱間圧延後の冷却速度を特に制御することなく、高冷却速度から低冷却速度のいずれにおいても、ベイニティックフェライト（「ＢＦ」と記載する場合がある。）を主体とする組織を生成させることができ、これによって優れた母材靭性及び溶接性を実現することができることを知見した。しかも、組織中に主体であるＢＦと共に含まれる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））の量を１０面積％以下とすると共にその硬さを高くして、ＭＡのベイニティックフェライトに対する硬さ比（ＭＡの硬さ／ＢＦの硬さ）を１．１以上とすることによってＹＲが低下することが見出された。また、旧オーステナイト粒の長軸／短軸の比（扁平率）を所定範囲にコントロールすることによって音響異方性の低減を図ることができることを知見した。また、前記旧オーステナイトの扁平率は、鋼の化学成分に応じて特定の温度域で所定量の熱間圧延を行うことによって実現可能であることを知見した。本発明はこれらの知見を基に完成されたものである。

すなわち、本発明の高張力鋼板は、mass％で、Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：１．１０〜３．００％、Ｃｕ：１．６０％以下、Ｎｉ：０．４０〜２．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．２００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｃｒ：０．３０〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜１．１０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０３０％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≧４．００、ＤＬ≦２．８０であり、板厚１／４部位における組織がＭＡを１０面積％以下（０％を除く。）含み、残部がベイニティックフェライトとグラニュラベイニティックフェライトとからなり、前記ベイニティックフェライトが組織中に面積率で８５％以上含み、かつ旧オーステナイト粒の長軸／短軸の平均値（「平均扁平率」ということがある。）が１．０〜３．０であり、さらに前記ＭＡのベイニティックフェライトに対する硬さ比が１．１０以上とされたものである。前記板厚１／４部位とは板面から板厚の１／４の深さの部位をいい、板厚１／４部位における組織観察面は、通例の通り、板厚方向（板面に対して垂直方向）と圧延方向（長さ方向）とを含む面（圧延直角方向断面、ＴＤ面）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。

前記高張力鋼板の組織において、母材靭性をより向上させるには、さらに旧オーステナイト粒の円相当径の平均値（「平均円相当径」ということがある。）が７０μm 以下、好ましくは６５μm 以下、より好ましくは６０μm 以下とすることが望ましい。前記円相当径とは、旧オーステナイト粒の面積と同等の面積を有する円の直径をいう。

また、前記化学成分として、さらに(1) Ｂ：０．００５０％以下、(2) Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．３０％以下のいずれか１種または２種、(3) Ｃａ：０．００５０％以下、希土類元素（ＲＥＭ）：０．０１００％以下のいずれか１種または２種、(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) Ｃｏ：２．５０％以下、Ｗ：２．５０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、あるいは複合して含有することができる。

また、前記高張力鋼板の好適な製造方法は、前記成分を有する鋼をＡｒ３点〜１３００℃に加熱し、部分再結晶温度域で全圧下量の５０％以上を熱間圧延した後、冷却し、さらにオーステナイト・フェライト二相域で再加熱してＭＡの量及びベイニティックフェライトに対する硬さ比（ＭＡの硬さ／ベイニティックフェライトの硬さ）を調整するものである。また、前記二相域で再加熱後、Ａr1点以下の温度でＭＡが分解して消失しないように焼戻しを行うことができる。このような焼戻しを行うことにより、母材靭性をさらに向上させることができる。前記部分再結晶温度域とは、オーステナイト粒径を１００±１０μm とした鋼板試験片を歪速度１０／秒、相当歪０．２の条件で圧下し、１０秒後に、例えば水冷によって組織を凍結したときに２０〜８０ vol％が再結晶粒となる温度域をいう。

本発明の高張力鋼板によれば、Ｃを極低量とし、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｕをＡＳ値が４．００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以下となるように成分調整したので、熱延後の冷却速度の高低に拘わらず、また板厚が５０mm以上と厚い場合であっても、亀裂の伝播が生じ難いベイニティックフェライトを面積率で８５％以上有する微細組織とすることができ、高強度ながら、母材靭性に優れ、かつ優れた溶接性（耐溶接割れ性、ＨＡＺ靭性）を備える。また、二相域での再加熱によってＭＡの硬さを上げて、ＭＡのベイニティックフェライトに対する硬さ比を１．１０以上としたので、７８０ＭＰａ以上の高強度でありながら８５％以下の低降伏比を実現することができ、しかも旧オーステナイト粒の平均扁平率を１．０〜３．０にすることにより、音響異方性を低減することができ、溶接施工時の欠陥検出作業を簡略化することができる。

本発明鋼板の成分上の要点は、Ｃ量を極低量に制限した上で、ＨＡＺ靭性、母材靭性に悪影響を与えるＮｂ、Ｖ、Ｍｏの添加量を制限し（ＤＬ≦２．８０）、焼入れ性向上元素であるＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを積極的に添加（ＡＳ≧４．００）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によって生じる組織、特性をＣＣＴ図を参照して先ず説明する。

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（Ａ）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（このような８５面積％以上のＢＦを含む組織を「ＢＦを主体とする組織」ということがある。）、より好ましくは９０％以上生成するようになる。かかるＢＦを主体とする組織（残部に微量のＧＢＦが生成する場合もある。）により、焼き入れ、焼戻し熱処理を特に施すことなく、肉厚が５０mm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、マトリックス組織が主として冷却速度感受性の低いＢＦとなるため、小入熱溶接条件においてはＨＡＺの硬さを低減（耐低温割れ性を向上）させることができ、大入熱溶接条件においてもＨＡＺ靭性を確保することができる。

一方、従来の高Ｃ系鋼（Ｂ１）は高冷却速度（ＣＲ１）ではかなりの量のＭが生成するようになり、このため硬さの冷却速度感受性が大きく、小入熱溶接時のＨＡＺの硬さ低減と母材強度・靭性を両立させることが難しかった。また、従来の高Ｃ系鋼（Ｂ１）および低Ｃ系鋼（Ｂ２）では中冷却速度や低冷却速度（ＣＲ２）でＦあるいはＧＢＦが生成し、こ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、また大入熱溶接時のＨＡＺの靭性を確保することができなかった。

次に、鋼板の音響異方性と旧オーステナイト粒（γ粒）の扁平率との関係について説明する。音響異方性については、ＪＩＳＺ３０６０に規定されている横波音速比Ｃ_SL／Ｃ_SC（振動方向をＬ方向（圧延方向）とＣ方向（圧延直角方向）として得られた横波音速値Ｃ_SL（ｍ／秒）とＣ_SC（ｍ／秒）の比）を用いて評価することができる。
本発明者は、横波音速比Ｃ_SL／Ｃ_SCを、例えば１．０２０以下といった低い値、すなわち低音響異方性とすべく、横波音速比（Ｃ_SL／Ｃ_SC）と旧γ粒の扁平率との関係を調査した。その結果を図３に示す。図３より、旧γ粒の扁平率が３．０以下（最小値は１．０）のときに、横波音速比が１．０２０以下といった低音響異方性が達成されることがわかった。音響異方性の観点から、旧γ粒の扁平率を好ましくは１．８以下、より好ましくは１．６以下とすることが望ましい。なお、図３は後述の実施例から得られたものである。

また、本発明者の調査により、旧γ粒の平均円相当径と母材靭性（ｖＥ_-50）との間に密接な関係があることがわかった。図４は旧γ粒の平均円相当径と母材靭性（ｖＥ_-50）との関係を示すが、図４より旧γ粒の平均円相当径を微細化するほど、母材靭性（ｖＥ_-50）が向上することがわかる。これより、旧γ粒径の平均円相当径を７０μm 、好ましくは６０μｍ以下、より好ましくは４０μｍ以下とすることが望ましい。なお、図４は後述の実施例から得られたものである。

一般的に、ＭＡは母相よりも硬質であるため、ＭＡを残留させると降伏比が低下するが、母材靭性も低下することが知られている。たとえば、通常の鋼材において、降伏比を８５％以下としようとする場合には、ＭＡ量を１０％程度以上残存させることを必要とする。一方、この様な量のＭＡが残存すると、母材靭性は著しく低下して所望の特性を発揮することができなくなる。このため、通常、ＭＡが残留しない様に、ＭＡを生成し難い成分系の鋼を用い、また圧延後は強制冷却することが行われる。それでもＭＡが残留した場合には、焼き戻し処理を施してＭＡをさらに分解するような方策が採られる。
しかし、本発明者が詳細に調査したところ、ＡＳ≧４．００、ＤＬ≦２．８０とする本発明成分の鋼を用いた場合、ＢＦ（母相）の硬さに対するＭＡの硬さとＭＡの量とのバランスを調整することによって、すなわち、ＭＡ量を面積率で１０％以下とすると共にＭＡのＢＦに対する硬さ比を１．１０倍以上とすることによって、母材靭性を維持しつつ、降伏比を８５％以下にできることが分かった。
図５は、含有されるＭＡ量と母材靭性が略同レベル（ＭＡ量が２〜４％程度、母材靭性［ｖＥ_-50］が１２０〜１４０Ｊ程度）の鋼材を対象に、ＭＡのＢＦに対する硬さ比と降伏比との関係を整理したものであるが、同図より硬さ比が１．１０倍以上であれば降伏比が８５％以下となることが分かる。もっとも、ＭＡ量が１０面積％を超える様になると、硬さ比が１．１０倍以上であっても母材靭性が劣化する様になる（後述の実施例の表９の試料No. ６６及び７５、表１０の試料No. ８０参照）。なお、図５は後述の実施例から得られたものである。

本発明鋼の場合、ＭＡの硬度を上げることによって、ＭＡ量が少量でも降伏比が低下する効果を生じる理由は必ずしも定かではないが、以下の理由によるものと推察される。すなわち、本発明では、熱間圧延後に二相域熱処理を行うことによって、ＭＡの量および硬さを調整するものであるが、この熱処理時にＭＡへのＣの濃縮が生じて、ＭＡの硬度が上昇しているものと思われる。そして、その際に、Ｃの濃縮に伴ってＭＡ中のマルテンサイトのまわりに可動転位が導入された状況となっていると推察される。この可動転位の導入により、降伏しやすい状況が得られているのではないかと考えられる。
この様なＭＡの存在を有効に活用するのが本発明の特徴であるから、ＭＡは必ず存在している必要がある。ＭＡの効果を有効に発揮させるためには、好ましくは０．５面積％以上、より好ましくは１．０面積％以上、更に好ましくは２．０面積％以上存在させることが望ましい。もっとも、１０面積％を超えてＭＡ量が多くなると母材への影響が出て来る可能性があるので、ＭＡ量の上限を１０面積％とし、好ましくは９．０面積％以下、より好ましくは８．０面積％以下、更に好ましくは７．０面積％以下とするのがよい。

次に本発明の高張力鋼板の成分限定理由について詳細に説明する。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であるＭｎ、ＮｉおよびＣｕを積極的に添加しても７８０ＭＰａ以上の母材強度を確保することができないようになる。一方、０．０８０％超になると、高冷却速度側でベイニティックフェライトではなく、マルテンサイトが生成するようになり、耐低温割れ性が劣化するようになる。Ｃ量を０．０１０％以上添加するとともに０．０８０％以下に制限し、同時に適量のＭｎ、Ｎｉ、ＣｕおよびＣｒを添加することで、小入熱溶接時のＨＡＺの耐低温割れ性と母材強度を両立させ、かつ大入熱時のＨＡＺの靭性を改善することができる。このため、Ｃ量の下限を０．０１０％、好ましくは０．０３０％とし、一方その上限を０．０８０％、好ましくは０．０６０％とする。

Ｓｉ：０．０２〜０．５０％
Ｓｉは脱酸作用を有する元素であり、Ｓｉ量が０．０２％未満ではその効果が過小であり、一方０．５０％を超えると溶接性および母材靭性を劣化させる。このため、Ｓｉ量の下限を０．０２％とし、その上限を０．５０％、好ましくは０．２０％とする。

Ｍｎ：１．１０〜３．００％、Ｎｉ：０．４０〜２．５０％、Ｃｕ：１．６０％以下
これらの元素は焼き入れ性を改善する作用を有し、高冷却速度から低冷却速度に渡ってベイニティックフェライトを生成させやすくし、これらの積極的な添加と極低Ｃ化によって、小入熱溶接時のＨＡＺ靭性と耐低温割れ性を両立させ、かつ母材強度、靭性および大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善することができる。

すなわち、Ｍｎは焼き入れ性を向上させ強度、靭性の確保に有効であり、１．１０％未満ではかかる作用が過小であり、一方３．００％超では却って低温靭性が劣化する。このため、Ｍｎ量の下限を１．１０％、好ましくは１．３０％、より好ましくは１．４０％とし、その上限を３．００％、好ましくは２．２０％、より好ましくは２．１０％とする。
Ｎｉも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。Ｎｉ量が０．４０％未満ではこれらの効果が過小であり、一方２．５０％を超え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０．５０％とし、その上限を２．５０％、好ましくは２．００％とする。
ＣｕはＭｏ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒほどではないが焼き入れ性を向上させ、また固溶強化と析出強化によって母材強度を向上させる。かかる作用を効果的に発現させるには好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．５０％以上、さらに好ましくは０．８０％以上の添加が望ましい。もっとも、１．６０％を超えると母材靭性、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を低下させるようになるので、Ｃｕ量の上限を１．６０％、好ましくは１．２０％とする。

ＡＳ値：４．００以上
Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕの添加量は、母材強度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。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４．００以上、好ましくは４．２０以上、さらに好ましくは４．４０以上となるようにＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを添加することが必要である。

Ｐ：０．０３０％以下
不純物元素であるＰは母材、溶接部の靭性に悪影響を及ぼすため、０．０３０％以下に止める。好ましくは０．０１０％以下とするのがよい。

Ｓ：０．０１０％以下
ＳはＭｎＳを形成して延性を低下させる元素であり、特に高強度鋼においてその影響が大きいため、０．０１０％以下、好ましくは０．００５％以下に止めるのがよい。

Ａｌ：０．２００％以下
Ａｌは脱酸およびミクロ組織の微細化による母材靭性向上効果を有する。かかる作用を効果的に発現させるには好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０２０％以上の添加が望ましい。もっとも、過多に添加するとかえって母材靭性が低下するため、上限を０．２００％とする。好ましくは０．０６０％以下とするのがよい。

Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは後述の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靭性を向上させる効果を有する。かかる作用を効果的に発現させるには好ましくは０．００２０％以上、より好ましくは０．００４０％以上の添加が望ましい。しかし、Ｎの過剰な添加は母材靭性、ＨＡＺ靭性に悪影響を与えるため、その上限を０．０１００％、好ましくは０．００８０％、より好ましくは０．００６０％以下とする。

Ｃｒ：０．３０〜２．００％
Ｃｒは母材、溶接部の強度を高めるが、Ｃｒ量が０．３０％未満ではかかる効果が過小であり、一方２．００％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させるようになる。このため、Ｃｒ量の下限を０．３０％、好ましくは０．５０％、より好ましくは０．７０％とし、その上限を２．００％、好ましくは１．５０％、より好ましくは１．００％とする。

Ｍｏ：０．１０〜１．１０％
Ｍｏは焼き入れ性を向上させ、強度を確保するために有効であり、また焼戻し脆性を防止する効果を有する。Ｍｏ量が０．１０％未満ではかかる作用が過小であるので、Ｍｏ量の下限を０．１０％、好ましくは０．１５％とする。一方、Ｍｏは再結晶抑制作用があり、過多に添加すると、圧延後に粗大なオーステナイト粒となり、変態後のベイナイトブロック（ベイニティックフェライトの束）が粗大化し、母材の靭性が劣化する。また、Ｍｏはオーステナイト粒界に偏析しやすく、過剰に添加すると変態時の核生成頻度を低下させ、変態後のベイナイトブロックを粗大化させて、母材靭性、ＨＡＺ靭性を劣化させる。このため、Ｍｏ量の上限を１．１０％、好ましくは０．６０％とする。

ＤＬ値：２．８０以下
Ｍｏおよび後述のＮｂ、Ｖは焼き入れ性を向上させる作用があるが、その一方でベイナイトブロックを粗大化させ、母材靭性、ＨＡＺ靭性を劣化させる。このような母材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ＤＬ値を２．８０以下、好ましくは２．５０以下、より好ましくは２．００以下とするようにＭｏ、Ｎｂ、Ｖの添加を抑制することによって、ベイナイトブロックの粗大化を抑制し、前記ＡＳ≧４．００と、部分再結晶温度域での圧下量を熱延全圧下率の５０％以上とすることで、旧γ粒の平均円相当径が７０μm 程度以下に微細化され、ｖＥ_-50≧１００Ｊ以上の母村靭性を確保することができ、また良好なＨＡＺ靭性を兼ね備えることができる。

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、一方０．０３０％を超えるとかえってＨＡＺ靭性を劣化させる。このため、Ｔｉ量の下限を０．００２％、好ましくは０．００５％とし、その上限を０．０３０％、好ましくは０．０２０％とする。

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) 下記範囲のＢ、(2) 下記範囲のＮｂ、Ｖのいずれか１種または２種、(3) 下記範囲のＣａ、ＲＥＭのいずれか１種以上、(4) 下記範囲のＭｇ、(5) 下記範囲のＺｒ、Ｈｆのいずれか１種または２種、(6) 下記範囲のＣｏ、Ｗのいずれか１種または２種、の各群から選ばれた元素を単独で、あるいは複合してさらに添加することができる。

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。このため、Ｂ量の上限を０．００５０％、好ましくは０．０４５％とする。より好ましくは０．００１０〜０．００４０％とするのがよい。

Ｎｂ：０．１０％以下
固溶Ｎｂは素地の焼き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り、必要に応じて添加することができる。その一方、固溶Ｎｂは加工オーステナイトの回復を抑制し、再結晶を抑制させるため、圧延後に粗大なオーステナイト粒となり、変態後のベイナイトブロックが粗大化し、母材靭性を著しく低下させる。また、Ｎｂはオーステナイト粒界に偏析しやすく、過剰に添加すると変態時の核生成頻度を低下させ、変態後のベイナイトブロックを粗大化させて、母材靭性、ＨＡＺ靭性を劣化させる。このため、Ｎｂ量の上限を０．１０％、好ましくは０．０２０％、より好ましくは０．０１５％とする。

Ｖ：０．３０％以下
Ｖは少量の添加により焼き入れ性および焼戻し軟化抵抗を高くする効果があり、必要に応じて添加することができる。一方、Ｖは加工オーステナイトの回復を抑制し、再結晶を抑制させるため、圧延後に粗大なオーステナイト粒となり、変態後のベイナイトブロックが粗大化し、母材靭性を著しく低下させる。また、Ｖはオーステナイト粒界に偏析しやすく、過剰に添加すると変態時の核生成頻度を低下させ、変態後のベイナイトブロックを粗大化させて、母材靭性、ＨＡＺ靭性を劣化させる。このため、Ｖ量の上限を０．３０％とする。好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１０％以下とするのがよい。

Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下
ＣａおよびＲＥＭ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する。Ｃａ：０．００５０％超、ＲＥＭ：０．０１００％超では添加量が過剰なため母材の靭性をかえって劣化させる。このため、Ｃａ量の上限を０．００５０％、好ましくは０．００３０％とし、ＲＥＭの上限を０．０１００％、好ましくは０．００７０％とする。前記各元素を効果的に活用するには、Ｃａ：０．０００５％以上、ＲＥＭ：０．００１０％以上含有させることが好ましい。

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靭性を向上させる作用を有する。かかる作用を効果的に活用するには、Ｍｇ：０．０００１％以上含有させることが好ましい。Ｍｇ：０．００５０％超では添加量が過剰なため母材の靭性をかえって劣化させる。このため、Ｍｇ量の上限を０．００５０％、好ましくは０．００３５％とする。

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、過剰に添加するとかえって母材靭性、ＨＡＺ靭性を低下させる。このため、Ｚｒ量の上限を０．１００％、Ｈｆ量の上限を０．０５０％とする。

Ｃｏ：２．５０％以下、Ｗ：２．５０％以下
Ｃｏ、Ｗは焼き入れ性を向上させ、強度を容易に確保するために有効な元素であり、Ｗの場合はさらに焼戻し軟化抵抗を向上させる効果を有する。一方、過剰に添加すると、母材靭性、ＨＡＺ靭性がかえって劣化するようになる。このため、Ｃｏ量、Ｗ量の上限をそれぞれ２．５０％、好ましくは１．００％とする。

次に、本発明の低降伏比高張力鋼板の製造方法について説明する。
本発明の製造方法においては、上記化学組成を有する鋼（残部不可避的不純物）を用いることを前提とし、さらに旧γ粒の形態を制御するに当たり、熱間圧延条件を厳格に管理する必要がある。さらにまた、ＢＦを主体とする組織を有する熱延鋼板を得た後、降伏比の調整のため、すなわちＭＡの量と硬さの調整のために二相域で再加熱を行い、必要により母材靭性の調整のため焼戻しを行う。本発明の鋼板を製造する際の他の工程、条件は特に限定されず、通常用いられる高張力鋼板の製造工程および条件（温度、時間など）を適宜採用することができる。

本発明の製造方法における圧延条件は、鋼片をＡr3点〜１３００℃に加熱して完全にオーステナイト化した後、熱間圧延を行う。熱間圧延に際し、全圧下量の５０％以上、好ましくは全圧下量の７０％以上を部分再結晶温度域で圧延することが特に重要である。かかる温度域での圧延により、後述の実施例から明らかなように、部分再結晶という現象を利用して鋼板中の旧γ粒の形態を等軸化するように平均扁平率および平均円相当径を所定の値に制御することができる。

前記部分再結晶温度域は、鋼板の化学組成に応じて変動するので、熱間圧延を実施する前に適宜の実験によりその温度域を調べておくとよい。すなわち、製造対象の鋼板と同じ化学組成を有する鋼板試験片を準備し、その試験片をオーステナイト粒径が１００±１０μm となるある温度に加熱した後、この試験片を歪速度１０／秒、相当歪０．２の条件で圧下し、１０秒後に例えば水冷により組織を凍結したときに、その再結晶粒が２０〜８０ vol％となる温度範囲、すなわち部分再結晶温度域を予め求めておく。

前記熱間圧延後の冷却条件は、Ｂｓ点以下（２００℃程度）の温度まで空冷または水冷する。ＭＡの量は、その後に行う二相域の再加熱処理によって調整するので、この観点からは、急冷（この場合、ＭＡが生成し難い。）でも空冷でもよいが、鋼組織中のＢＦ量をより多くするためには水冷することが好ましい。ここでいう水冷とは、冷却速度が３℃/sec程度以上のものをいい、５℃/sec以上とすることが好ましい。

熱間圧延後、冷却して所定の低温変態組織を得た後、降伏比を低下させるため、冷却後に代表的には７００〜９００℃程度の二相域で再加熱を行う。これにより、ＢＦ（母相）からＭＡを生成させると共に、ＭＡ中に炭素を濃縮させ、ＭＡ量を１０面積％以下、かつＭＡのＢＦに対する硬さ比を１．１０以上とする調整を行う。

また、上記再加熱後、必要に応じてＡr１点以下の温度で焼戻しを行うことができる。この場合、ＭＡが完全に分解し、消失しないように保持温度、保持時間を調整する。かかる焼戻しにより、低降伏比を実現しつつ、母材靭性をより向上させることができる。焼戻し温度からの冷却は、特に制限されず、空冷すればよい。

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。

表１〜５に示す鋼を通常の溶製法により溶製してスラブとし、表６〜１０に示すように、同表に示す条件で加熱した後、熱間圧延を行い、２００℃以下の温度まで空冷（平均冷却速度：５〜１０℃/sec程度）した後、二相域で１５〜３０分程度の再加熱を行い、さらに必要に応じて焼戻し処理を行い、空冷にて冷却した。なお、表６〜１０の各試料は、表１〜５の同番号の鋼を用いて製造された。また、部分再結晶温度域での圧下量は熱間圧延における全圧下率に対する部分再結晶温度域で圧延された圧下率の割合（％）を示す。

得られた熱延板に対し、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ＭＡあるいはＭＡ及び微量のＧＢＦからなる組織となっていた。これらの面積分率等を測定するため、組織観察試験片を２％硝酸−エタノール液（総称：２％ナイタール液）で腐食後、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、ＧＢＦ及びＭＡの面積率を求めた。
また、ＢＦ（母相）およびＭＡの硬さをマイクロピッカース試験機（明石製作所製）を用いて荷重１ｇで５点測定し、最高値、最低値を除いた３点の平均値を求め、この平均硬さを基にＭＡのＢＦに対する硬さ比を求めた。

また、前記組織観察試験片を用いて、旧γ粒の扁平率および円相当径を以下の要領にて求めた。鏡面研磨した試験片を、山本科学工具研究社製ＡＧＳ液や、２％ナイタール液などを用いて腐食処理する。腐食条件は、上記ＡＧＳ液の場合は室温で５〜１０分、２％ナイタール液の場合は室温で５〜３０秒とする。腐食後の試験片を、光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で観察して写真撮影を行う。得られた顕微鏡写真について、画像解析ソフト（名称 Image-Pro Plus、Media Cybernetics社製）を用いて画像解析を行い、円相当径を求め、また旧γ粒長軸、短軸の長さを求めて扁平率（長軸／短軸）の値を算出する。

また、試料鋼板を用いて音響異方性を調べた。音響異方性は、ＪＩＳＺ３０６０の規定に従って、振動方向がＬ方向（圧延方向）の横波音速値Ｃ_SL（ｍ／秒）とＣ方向（圧延直角方向）の横波音速値Ｃ_SC（ｍ／秒）とを測定し、横波音速比Ｃ_SL/Ｃ_SCを求め、これにより評価した。

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。
引張試験は、各鋼板の板厚１／４部位から採取したＪＩＳ４号試験片を用いて行い、０．２％耐力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）を測定し、降伏比（ＹＳ／ＴＳ×１００％）を求めた。また、衝撃試験は各鋼板の板厚１／４部位から採取したＪＩＳ４号試験片を用いて、−５０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ_-50）を求めた。本発明では、ＴＳ≧７８０ＭＰａ、ＹＲ≦８５％、母材靭性ｖＥ_-50≧１００（Ｊ）を合格レベルとした。

さらに、引張強さが７８０ＭＰａ以上、母材靭性がｖＥ_-50≧１００（Ｊ）のもの全てと、合格基準に達しなかったものの一部に対して、下記の要領にてＨＡＺ靭性、耐低温割れ性を調べた。
ＨＡＺ靭性は、入熱５ｋＪ／ｍｍ、１０ｋＪ／ｍｍ、さらに１５ｋＪ／ｍｍで溶接（サブマージアーク溶接）を行い、ボンド部を含む図２に示す試験片採取部位３からＪＩＳ４号試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行い、ボンド部の吸収工ネルギ（ｖＥ_-40）を求め、ｖＥ_-40≧８０Ｊを合格レベルとした。図中、１は鋼板、２は溶接金属部であり、３が試験片採取部位であり、板厚中心から開先開き側に位置している。入熱が１５ｋＪ／ｍｍの超大入熱溶接は、冷却速度が非常に遅くなった場合の合金元素の影響を見るために実施したものである。
耐低温割れ性はＪＩＳＺ３１５８に規定されたｙ形溶接割れ試験方法に基づいて、入熱１．７ｋＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行い、ルート割れ防止予熱温度を測定した。予熱温度が０℃とあるのは、試験に供した鋼板を０℃に冷やした状態で溶接を行い、溶接後に割れが生じなかったものを示す。

上記調査結果を表６〜表１０に併せて示す。また、旧γ粒の平均扁平率と音響異方性との関係を図３（プロットした試料No. １〜１２，８９〜９３）、旧γ粒の平均円相当径と母材靭性の関係を図４（プロットした試料No. １〜４）、ＭＡのＢＦに対する硬さ比とＹＲとの関係を図５（プロットした試料No. ４３，４９〜５２，９６〜９９）、ＡＳ値と引張強さとの関係を図６（プロットした試料No. １１，１８〜２０，６３，７３，８３）に示す。

図３より、旧γ粒の扁平率が３．０以下で横波音速比が１．０２０以下といった低音響異方性が得られることがわかる。また、図４より、旧γ粒の平均円相当径を微細化するほど、母材靭性（ｖＥ_-50）が向上し、旧γ粒径の平均円相当径を７０μｍ以下とすることにより、吸収エネルギーが１００Ｊ程度以上となることがわかる。また図５より、硬さ比を１．１以上にすることによって８５％以下の低降伏比の高強度鋼板が得られることがわかる。また図６より、ＡＳ値を４．００以上とすることによって引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られることがわかる。

また、表６〜８より、発明例は、母材靭性についてはｖＥ_-50がすべて１００Ｊ以上であり、また耐低温割れ性については鋼板温度が０℃でもルート割れが生じず、母材靭性および耐低温割れ性が優れている。また、ＨＡＺ靭性についても、小入熱溶接、大入熱溶接のいずれにおいてもボンド部の靭性が優れていることが確かめられた。

一方、表９、１０に示すように、合金組成（ＡＳ値、ＤＬ値を含む。）が発明範囲を外れる比較例は、製造条件が適正であっても、引張強さが７８０ＭＰａ未満となったり、母材靭性ｖＥ _-50が１００Ｊ未満となり、合格レベルに達しなかった。また、試料No. ８４，８７，８９〜９３のように合金組成が発明範囲内であっても、製造条件が不適切で、部分再結晶温度域での圧下量が５０％未満の場合、音響異方性が１．０２０超となり、音響異方性が劣化した。また、試料No. ９６〜９９に示すように、成分、加熱熱延条件、焼戻温度が適正であっても、二相域での再加熱を実施しなかった例ではＹＲが８５％を超えて高くなり、目標レベルには達しなかった。

本発明鋼の製造時における冷却速度と組織との関係を説明するための模式的ＣＣＴ図を示す。実施例におけるＨＡＺ靭性を調べるための試験片の採取部位を示す鋼板溶接部の断面説明図を示す。実施例における旧γ粒の平均扁平率と音響異方性との関係を示す図である。実施例における旧γ粒の平均円相当径と母材靭性の関係を示す図である。実施例におけるＭＡのＢＦに対する硬さ比とＹＲとの関係を示す図である。実施例におけるＡＳ値と引張強さとの関係を示す図である。

Claims

mass％で、
Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
Ｍｎ：１．１０〜３．００％、
Ｃｕ：１．６０％以下、
Ｎｉ：０．４０〜２．５０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．２００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下
Ｃｒ：０．３０〜２．００％、
Ｍｏ：０．１０〜１．１０％、
Ｔｉ：０．００２〜０．０３０％、
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≧４．００、ＤＬ≦２．８０であり、板厚１／４部位における組織がＭＡを１０面積％以下（０％を除く。）含み、残部がベイニティックフェライトとグラニュラベイニティックフェライトとからなり、前記ベイニティックフェライトが組織中に面積率で８５％以上含み、かつ旧オーステナイト粒の長軸／短軸の平均値が１．０〜３．０であり、さらに前記ＭＡのベイニティックフェライトに対する硬さ比が１．１０以上であることを特徴とする音響異方性が小さく、溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板。
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。
前記組織において、さらに旧オーステナイト粒の円相当径の平均値が７０μm 以下である、請求項１に記載した低降伏比高張力鋼板。
さらにＢ：０．００５０％以下を含有する請求項１または２に記載した低降伏比高張力鋼板。
さらに、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．３０％以下のいずれか１種または２種を含有する請求項１から３のいずれか１項に記載した低降伏比高張力鋼板。
さらに、Ｃａ：０．００５０％以下、希土類元素：０．０１００％以下のいずれか１種または２種を含有する請求項１から４のいずれか１項に記載した低降伏比高張力鋼板。
さらに、Ｍｇ：０．００５０％以下を含有する請求項１から５のいずれか１項に記載した低降伏比高張力鋼板。
さらに、Ｈｆ：０．０５０％以下、Ｚｒ：０．１００％以下のいずれか１種または２種を含有する請求項１から６のいずれか１項に記載した低降伏比高張力鋼板。
さらに、Ｃｏ：２．５０％以下、Ｗ：２．５０％以下のいずれか１種または２種を含有する請求項１から７のいずれか１項に記載した低降伏比高張力鋼板。
請求項１から８のいずれか１項に記載した成分を有する鋼をＡｒ３点〜１３００℃に加熱し、オーステナイト粒径を１００±１０μm とした鋼板試験片を歪速度１０／秒、相当歪０．２の条件で圧下し、１０秒後に組織を凍結したときに２０〜８０ vol％が再結晶粒となる部分再結晶温度域で全圧下量の５０％以上を熱間圧延した後、冷却し、さらにオーステナイト・フェライト二相域で再加熱してＭＡの量及びベイニティックフェライトに対する硬さ比を調整することを特徴とする、請求項１から８のいずれか１項に記載した音響異方性が小さく、溶接性に優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法。
前記二相域で再加熱後、Ａr１点以下の温度でＭＡが分解して消失しないように焼戻し処理を行う請求項９に記載した製造方法。