JP4259374B2 - 低温靭性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、ラインパイプ、船舶、海洋構造物、建築機械、建築構造物、橋梁、タンク、ペンストックなどの溶接鋼構造物に用いて好適な、高強度鋼板に係り、とくに母材低温靭性および溶接熱影響部（HAZ）靭性の改善に関する。なお、「低温靭性に優れた」とは、シャルピー衝撃試験における-40℃での吸収エネルギーが200J以上の母材靭性を有する場合をいうものとする。また、「溶接熱影響部靭性に優れた」とは、溶接入熱：100kJ／cm以下のＳＡＷ溶接の溶接熱影響部のシャルピー衝撃試験における-20℃での吸収エネルギーが80J以上の靭性を有する場合をいうものとする。
一般に、鋼板の強度が増加するにしたがい、低温靭性は低下する傾向にある。このため、とくに、引張強さが900MPa以上の高強度鋼板において、良好な低温靭性を具備させることは容易ではない。このため、引張強さが900MPa以上の高強度鋼板の低温靭性を向上させるために、種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、Ｃ：0.03〜0.10％、Mn：1.7〜3.0％、Mo：0.1〜0.8％、Nb0.01〜0.10％、Ti：0.005〜0.03％と、低Ｃ−高Mn−Mo−Nb−Ti系を主成分として、Si含有量を0.8％以上と高くし、組織を下部ベイナイトを主体とする組織とし、引張強さが900MPa以上で低温靭性および溶接熱影響部靭性に優れた超高強度鋼板が開示されている。しかし、特許文献１に記載された技術では、Ｃが0.03〜0.10％と高く、HAZ靭性の改善には自ずと限界があった。
また、特許文献２には、Ｃ：0.01〜0.2％、Ti：0.003〜0.05％、Mg：0.0001〜0.01％を含み、粒子径が0.2〜5μｍのMg含有酸化物を核にして、硫化物および窒化物の一方が単独であるいは両方が複合して析出した複合粒子と、粒子径が0.005〜0.2μｍのMg含有酸化物を核にして、硫化物および窒化物の一方が単独で析出した複合粒子を鋼中に分散させ、溶接熱影響部でのベイナイト・マルテンサイトの混合組織が組織全体に対する比率で80％以上である溶接熱影響部靭性に優れた900MPa以上の引張強さを有する超高強度ラインパイプ鋼管が開示されている。しかし、特許文献２に記載された技術は、厳格な製鋼プロセスの管理が必要であり、製造コストが高くなるという問題があった。
また、特許文献３には、Ｃ：0.03〜0.12％、少なくともNi：1.0％を含み、さらにMo、Nb、Cu、Ti、Al、Ｎ量を適正量含み、組織を細粒低ベイナイト、細粒ラスマルテンサイト、微粒状ベイナイト、10体積％までの残留オーステナイトを含むミクロ組織とした、優れた極低温靭性を持つ超高強度のオースエイジング処理された鋼が提案されている。しかし、特許文献3に記載された技術では、C量が高く、優れた溶接熱影響部靭性を得るために2.0％以上の高Ni 系とする必要があり、材料コストが高くなるという問題がある。
特開2002-146471号公報
特開2001-303191号公報
特表2002-534601号公報
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、引張強さ900MPa以上の高強度を有し、かつ母材の低温靭性に優れ、かつ溶接熱影響部靭性にも優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記した課題を達成するために、引張強さ900MPa以上の強度レベルにおいて、母材靭性および溶接熱影響部（以下、HAZともいう）靭性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、
Ｃ：0.030％以下、Mn：1.5％以上、Ni：1.6％未満、Ｂ：2〜15ppmを含有する極低C-高Mn-低Ni-微量Bの成分系とし、かつ、炭素当量Ｃeqが0.54〜0.63を満足するように成分を最適化し、さらに制御圧延後の水冷を、450℃〜300℃の温度域で停止し、その後空冷することにより、ラス間、ラス内の炭化物の析出量がきわめて少ないベイニティックフェライト主体の組織が多量に生成され、母材の強度−靭性バランスが向上すること、および良好なHAZ靭性が得られることを見いだした。これにより、900MPa以上の引張強さを有するとともに母材の低温靭性に優れ、さらに入熱50ｋJ/cm相当溶接のHAZ靭性（CGHAZおよびICCGHAZ）に優れた、低温靭性およびHAZ靭性に優れた高強度鋼板が製造可能であるという知見を得た。
Ｃ：0.030％以下、Mn：1.5％以上、Ni：1.6％未満、Ｂ：2〜15ppmを含有する極低C-高Mn-低Ni-微量Bの成分系とし、かつ、炭素当量Ｃeqが0.54〜0.63を満足するように成分を最適化し、さらに制御圧延後の水冷を、450℃〜300℃の温度域で停止し、その後空冷することにより、ラス間、ラス内の炭化物の析出量がきわめて少ないベイニティックフェライト主体の組織が多量に生成され、母材の強度−靭性バランスが向上すること、および良好なHAZ靭性が得られることを見いだした。これにより、900MPa以上の引張強さを有するとともに母材の低温靭性に優れ、さらに入熱50ｋJ/cm相当溶接のHAZ靭性（CGHAZおよびICCGHAZ）に優れた、低温靭性およびHAZ靭性に優れた高強度鋼板が製造可能であるという知見を得た。
本発明は、このような知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、Ｃ : 0.005〜0.030％、Si : 0.01〜0.60％、Mn : 1.50〜3.50％、Ｐ : 0.020％以下、Ｓ : 0.0050％以下、Al : 0.001〜0.100％、Ni： 0.10％以上1.60％未満、Cr：0.60％以下、Cu： 1.00％以下、Mo：0.01〜0.60％、Nb：0.01〜0.10％、Ti：0.005〜0.03％、Ｂ：0.0002〜0.0015％、Ｏ：0.0005〜0.0100％、Ｎ：0.001〜0.010％を、次(1)式
Ｃeq ＝ Ｃ + Mn/6 ＋ (Cu+Ni)/15 ＋ (Cr+Mo+Ｖ)/5 ………(1)
（ここで、Ceq（％）：炭素当量、Ｃ、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（質量％））
で定義される炭素当量Ｃeqが0.50〜0.68％を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で90％以上のベイニティックフェライト相を含む組織とを有し、引張強さ：900MPa以上を有することを特徴とする低温靭性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.005〜0.100％を含有することを特徴とする高強度鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca : 0.010％以下、REM : 0.020％以下のうちから選ばれた１種又は２種を含有することを特徴とする高強度鋼板。
（４）質量％で、Ｃ : 0.005〜0.030％、Si : 0.01〜0.60％、Mn : 1.50〜3.50％、Ｐ : 0.020％以下、Ｓ : 0.0050％以下、Al : 0.001〜0.100％、Ni： 0.10％以上1.60％未満、Cr：0.60％以下、Cu： 1.00％以下、Mo：0.01〜0.60％、Nb：0.01〜0.10％、Ti：0.005〜0.03％、Ｂ：0.0002〜0.0015％、Ｏ：0.0005〜0.0100％、Ｎ：0.001〜0.010％を、次(1)式
Ｃeq ＝ Ｃ + Mn/6 ＋ (Cu+Ni)/15 ＋ (Cr+Mo+Ｖ)/5 ………(1)
（ここで、Ceq（％）：炭素当量、Ｃ、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（質量％））
で定義される炭素当量Ｃeqが0.50〜0.68％を満足するように含有し、好ましくは残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、1000〜1250℃に加熱し、次いで750℃以上での累積圧下率が50％以上となる熱間圧延を施し、750℃以上で熱間圧延を終了し、ついで700℃以上の温度域から10℃／ｓ以上の冷却速度で450℃〜300℃の温度域の冷却停止温度まで冷却した後、ついで室温まで空冷することを特徴とする低温靭性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.005〜0.100％を含有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca : 0.010％以下、REM : 0.020％以下のうちから選ばれた１種又は２種を含有することを特徴とする高強度鋼板。
（１）質量％で、Ｃ : 0.005〜0.030％、Si : 0.01〜0.60％、Mn : 1.50〜3.50％、Ｐ : 0.020％以下、Ｓ : 0.0050％以下、Al : 0.001〜0.100％、Ni： 0.10％以上1.60％未満、Cr：0.60％以下、Cu： 1.00％以下、Mo：0.01〜0.60％、Nb：0.01〜0.10％、Ti：0.005〜0.03％、Ｂ：0.0002〜0.0015％、Ｏ：0.0005〜0.0100％、Ｎ：0.001〜0.010％を、次(1)式
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（ここで、Ceq（％）：炭素当量、Ｃ、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（質量％））
で定義される炭素当量Ｃeqが0.50〜0.68％を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で90％以上のベイニティックフェライト相を含む組織とを有し、引張強さ：900MPa以上を有することを特徴とする低温靭性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.005〜0.100％を含有することを特徴とする高強度鋼板。
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（４）質量％で、Ｃ : 0.005〜0.030％、Si : 0.01〜0.60％、Mn : 1.50〜3.50％、Ｐ : 0.020％以下、Ｓ : 0.0050％以下、Al : 0.001〜0.100％、Ni： 0.10％以上1.60％未満、Cr：0.60％以下、Cu： 1.00％以下、Mo：0.01〜0.60％、Nb：0.01〜0.10％、Ti：0.005〜0.03％、Ｂ：0.0002〜0.0015％、Ｏ：0.0005〜0.0100％、Ｎ：0.001〜0.010％を、次(1)式
Ｃeq ＝ Ｃ + Mn/6 ＋ (Cu+Ni)/15 ＋ (Cr+Mo+Ｖ)/5 ………(1)
（ここで、Ceq（％）：炭素当量、Ｃ、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（質量％））
で定義される炭素当量Ｃeqが0.50〜0.68％を満足するように含有し、好ましくは残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、1000〜1250℃に加熱し、次いで750℃以上での累積圧下率が50％以上となる熱間圧延を施し、750℃以上で熱間圧延を終了し、ついで700℃以上の温度域から10℃／ｓ以上の冷却速度で450℃〜300℃の温度域の冷却停止温度まで冷却した後、ついで室温まで空冷することを特徴とする低温靭性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.005〜0.100％を含有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca : 0.010％以下、REM : 0.020％以下のうちから選ばれた１種又は２種を含有することを特徴とする高強度鋼板。
本発明によれば、引張強さ900MPa以上の高強度を有し、かつ母材の低温靭性および溶接熱影響部靭性に優れる高強度鋼板を、高能率でかつ安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
本発明鋼板の組成限定理由についてまず説明する。
Ｃ : 0.005〜0.030％
Ｃは、鋼の強度を増加する元素であり、所望の高強度とするためには、0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.030％を超えて含有すると900MPa以上の引張強さを有する鋼板では溶接性が劣化し、溶接割れが生じやすくなるとともに、母材靭性およびHAZ靭性が低下する。このため、Ｃは0.005〜0.030％の範囲に限定した。
Ｃは、鋼の強度を増加する元素であり、所望の高強度とするためには、0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.030％を超えて含有すると900MPa以上の引張強さを有する鋼板では溶接性が劣化し、溶接割れが生じやすくなるとともに、母材靭性およびHAZ靭性が低下する。このため、Ｃは0.005〜0.030％の範囲に限定した。
Si : 0.01〜0.60％
Siは、脱酸剤として作用し、さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とするが、0.60％を超える含有は、HAZ靭性を著しく劣化させる。このため、Siは0.01〜0.60％の範囲とした。
Siは、脱酸剤として作用し、さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とするが、0.60％を超える含有は、HAZ靭性を著しく劣化させる。このため、Siは0.01〜0.60％の範囲とした。
Mn : 1.50〜3.50％
Mnは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、靭性を向上させる作用を有する元素であり、本発明では、1.50％以上の含有を必要とするが、3.50％を超える含有は、溶接性を劣化させる恐れがある。このため、本発明では、Mnは1.50〜3.50％の範囲に限定した。
Mnは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、靭性を向上させる作用を有する元素であり、本発明では、1.50％以上の含有を必要とするが、3.50％を超える含有は、溶接性を劣化させる恐れがある。このため、本発明では、Mnは1.50〜3.50％の範囲に限定した。
Ｐ : 0.020％以下
Ｐは、固溶強化により強度を増加させる元素であるが、靭性、溶接性を劣化させるため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、0.020％までの含有は許容できる。このため、Ｐは0.020％以下に限定した。
Ｐは、固溶強化により強度を増加させる元素であるが、靭性、溶接性を劣化させるため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、0.020％までの含有は許容できる。このため、Ｐは0.020％以下に限定した。
Ｓ : 0.0050％以下
Ｓは、鋼中では硫化物として存在し、延性を低下させる作用を示す。このため、Ｓはできるだけ低減することが望ましいが、0.0050％までは許容できる。
Ｓは、鋼中では硫化物として存在し、延性を低下させる作用を示す。このため、Ｓはできるだけ低減することが望ましいが、0.0050％までは許容できる。
Al : 0.001〜0.100％
Alは、製鋼過程では脱酸剤として作用し、本発明では、0.001％以上の含有を必要とするが、0.100％を超える含有は、靭性の低下を招く。このため、Alは0.001〜0.100％の範囲に限定した。
Alは、製鋼過程では脱酸剤として作用し、本発明では、0.001％以上の含有を必要とするが、0.100％を超える含有は、靭性の低下を招く。このため、Alは0.001〜0.100％の範囲に限定した。
Ni： 0.10％以上1.60％未満
Niは、鋼の焼入れ性をより向上させるとともに、靭性をも向上させる作用を有する。このような効果は、0.10％以上の含有で認められるが、1.60％を超える含有は、製造コスト上昇を招く傾向になる。このため、Niは0.10〜1.60％の範囲に限定した。
Niは、鋼の焼入れ性をより向上させるとともに、靭性をも向上させる作用を有する。このような効果は、0.10％以上の含有で認められるが、1.60％を超える含有は、製造コスト上昇を招く傾向になる。このため、Niは0.10〜1.60％の範囲に限定した。
Cr：0.60％以下
Crは、鋼の焼入れ性を向上させる安価な元素である。このような効果は0.1％以上の含有で認められるが、0.60％を超える含有は、溶接性および靭性を劣化させる。このため、Crは0.60％以下に限定した。
Crは、鋼の焼入れ性を向上させる安価な元素である。このような効果は0.1％以上の含有で認められるが、0.60％を超える含有は、溶接性および靭性を劣化させる。このため、Crは0.60％以下に限定した。
Cu： 1.00％以下
Cuは、焼入れ性を向上させる作用を有し、本発明では0.1％以上含有することが好ましい。一方、1.00％を超える含有は熱間脆性を引き起こす危険性が増大する。このため、Cuは1.00％以下に限定した。
Cuは、焼入れ性を向上させる作用を有し、本発明では0.1％以上含有することが好ましい。一方、1.00％を超える含有は熱間脆性を引き起こす危険性が増大する。このため、Cuは1.00％以下に限定した。
Mo：0.01〜0.60％
Moは、鋼の焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、このような効果は0.01％以上の含有で認められるが、0.60％を超える含有は、溶接性および靭性を劣化させる。このため、Moは0.01〜0.60％の範囲に限定した。
Moは、鋼の焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、このような効果は0.01％以上の含有で認められるが、0.60％を超える含有は、溶接性および靭性を劣化させる。このため、Moは0.01〜0.60％の範囲に限定した。
Nb：0.01〜0.10％
Nbは、熱間圧延過程でオーステナイト粒の再結晶を抑制して、熱間圧延によるオーステナイト粒の展伸を容易にし、水冷後の変態組織を微細化させて強度、靭性を向上させる作用を有する。このような効果は、0.01%以上の含有で顕著となるが、0.10%を超える含有は、溶接性およびHAZ靭性を劣化させる。このため、Nbは0.01%以上0.10%以下の範囲に限定した。
Nbは、熱間圧延過程でオーステナイト粒の再結晶を抑制して、熱間圧延によるオーステナイト粒の展伸を容易にし、水冷後の変態組織を微細化させて強度、靭性を向上させる作用を有する。このような効果は、0.01%以上の含有で顕著となるが、0.10%を超える含有は、溶接性およびHAZ靭性を劣化させる。このため、Nbは0.01%以上0.10%以下の範囲に限定した。
Ti：0.005〜0.03％
Tiは、鋼中のＮと結合しTiNを形成し、結晶粒の粗大化を抑制してHAZ靭性の向上に寄与するとともに、固溶Ｎを減少させ、Ｂの焼入れ性向上効果を確保する作用を有する。このような効果は、0.005％以上の含有で認められるが、0.03％を超えて含有すると、TiNが粗大化し、γ粒の微細化効果が消滅し、靭性が劣化する。このため、Tiは0.005〜0.03％の範囲に限定した。
Tiは、鋼中のＮと結合しTiNを形成し、結晶粒の粗大化を抑制してHAZ靭性の向上に寄与するとともに、固溶Ｎを減少させ、Ｂの焼入れ性向上効果を確保する作用を有する。このような効果は、0.005％以上の含有で認められるが、0.03％を超えて含有すると、TiNが粗大化し、γ粒の微細化効果が消滅し、靭性が劣化する。このため、Tiは0.005〜0.03％の範囲に限定した。
Ｂ：0.0002〜0.0015％
Ｂは、少量で鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、このような効果は0.0002％以上の含有で認められるが、0.0015％を超えて含有すると、溶接性および靭性を劣化させる。このため、Ｂは0.0002〜0.0015％の範囲に限定した。
Ｂは、少量で鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、このような効果は0.0002％以上の含有で認められるが、0.0015％を超えて含有すると、溶接性および靭性を劣化させる。このため、Ｂは0.0002〜0.0015％の範囲に限定した。
Ｏ：0.0005〜0.0100％
Ｏは、Ti系酸化物やSiO2-MnO系酸化物を生成し、HAZのオーステナイト粒径の粗大化を防止する作用を有する。このような効果は、0.0005％以上の含有で顕著となるが、0.0100％を超えて含有すると粗大な酸化物系の介在物が多量に生成するため、その酸化物が破壊発生の起点となり母材靭性およびHAZ靭性が劣化する。このため、Ｏは0.0005〜0.0100％の範囲に限定した。
Ｏは、Ti系酸化物やSiO2-MnO系酸化物を生成し、HAZのオーステナイト粒径の粗大化を防止する作用を有する。このような効果は、0.0005％以上の含有で顕著となるが、0.0100％を超えて含有すると粗大な酸化物系の介在物が多量に生成するため、その酸化物が破壊発生の起点となり母材靭性およびHAZ靭性が劣化する。このため、Ｏは0.0005〜0.0100％の範囲に限定した。
Ｎ：0.001〜0.010％
Ｎは、TiとともにTiNを生成し、HAZのオーステナイト粒径の粗大化を抑制してフェライト生成を促進させることによりHAZ靭性を向上させる効果を有する元素である。このような効果は、0.001％以上の含有で認められる。一方、0.010％を超えて含有すると、靭性に有害な固溶Ｎ量が増加し、靭性が劣化する。このため、Ｎは0.001〜0.010％の範囲に限定した。
Ｎは、TiとともにTiNを生成し、HAZのオーステナイト粒径の粗大化を抑制してフェライト生成を促進させることによりHAZ靭性を向上させる効果を有する元素である。このような効果は、0.001％以上の含有で認められる。一方、0.010％を超えて含有すると、靭性に有害な固溶Ｎ量が増加し、靭性が劣化する。このため、Ｎは0.001〜0.010％の範囲に限定した。
上記した基本成分に加えて、さらにＶ: 0.005〜0.100％、および／または、Ca : 0.010％以下、REM : 0.020％以下のうちから選ばれた１種又は２種を含有できる。
Ｖ: 0.005〜0.100％
Ｖは、Ｃ、Ｎと結合し炭化物または窒化物として析出し、析出硬化により鋼の強度を増加させる作用を有する。このような効果は0.005％以上の含有で認められるが、0.100％を超えて含有すると、溶接性が劣化する。このため、Ｖは0.005〜0.100％の範囲に限定することが好ましい。
Ｖは、Ｃ、Ｎと結合し炭化物または窒化物として析出し、析出硬化により鋼の強度を増加させる作用を有する。このような効果は0.005％以上の含有で認められるが、0.100％を超えて含有すると、溶接性が劣化する。このため、Ｖは0.005〜0.100％の範囲に限定することが好ましい。
Ca : 0.010％以下、REM : 0.020％以下のうちから選ばれた１種又は２種
Ca、REMはいずれも、硫化物形成元素であり、硫化物を球状化し鋼の延性を向上させる元素である。しかし、Ca：0.010％、REM：0.020％を超える含有は靭性を劣化させる。このため、Ca：0.010％以下、REM：0.020％以下に限定した。
Ca、REMはいずれも、硫化物形成元素であり、硫化物を球状化し鋼の延性を向上させる元素である。しかし、Ca：0.010％、REM：0.020％を超える含有は靭性を劣化させる。このため、Ca：0.010％以下、REM：0.020％以下に限定した。
本発明では、上記した成分を上記した範囲で、かつ次（１）式
Ｃeq ＝ Ｃ + Mn/6 ＋ (Cu+Ni)/15 ＋ (Cr+Mo+Ｖ)/5 ………(1)
（ここで、Ceq（％）：炭素当量、Ｃ、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（質量％））
で定義される炭素当量Ｃeqが0.50〜0.68％を満足するように含有する。
Ｃeq ＝ Ｃ + Mn/6 ＋ (Cu+Ni)/15 ＋ (Cr+Mo+Ｖ)/5 ………(1)
（ここで、Ceq（％）：炭素当量、Ｃ、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（質量％））
で定義される炭素当量Ｃeqが0.50〜0.68％を満足するように含有する。
Ｃeqが0.50％未満では、図２に示すように、引張強さ900MPa以上の母材強度を確保できない。一方、Ceqが0.68％を超えると、図3に示すように、母材靭性を確保できない。このため、Ｃeqは0.50〜0.68％の範囲に限定した。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
本発明鋼板は、上記した組成を有し、ベイニティックフェライトを主体とする組織を有する。ベイニティックフェライトを主体とする組織は、板厚方向位置に拠らず、体積率で90％以上のベイニティックフェライトを含む組織をいう。ベイニティックフェライトの組織分率が90％未満では、マルテンサイトが増加するので900MPa以上の高強度を有し、優れた母材低温靭性とHAZ靭性をともに有することが困難となる。ベイニティックフェライト以外の相としては、体積率で10％以下の上部ベイナイトやマルテンサイト、フェライトの混在が許容できる。
ベイニティックフェライトは、ラス内にセメンタイトの実質上析出しない組織であり、Ｃ：0.03％以下とすることにより、図５に示すように板厚中心部においても、ベイニティックフェライトを主体とする組織とすることができる。これにより、優れたCGHAZ（Coarse-grain HAZ）靭性およびICCGHAZ（Intercritically-reheated coarse-grain HAZ）靭性を得ることが可能となる。一方、Ｃが0.03％を超えて高くなると、板厚中心部の母材組織は、図４に示すように、ラス内にセメンタイトの析出した下部ベイナイトを主体とする組織となり、CGHAZおよびICCGHAZ靭性が劣化する。なお、この組織の違いは板厚中心部のみに限定されない。
つぎに、本発明鋼板の製造方法について説明する。
上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の通常の溶製手段で溶製し、連続鋳造法または造塊-分塊法等の通常の鋳造法で、鋼片やスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではない。
上記した組成を有する鋼素材を1000〜1250℃に加熱したのち、熱間圧延を施す。
加熱温度が1000℃未満では、熱間変形抵抗が高すぎて1回あたりの圧下率を高く採れず、熱間圧延の生産性が低下する。Ｖ、Nb等の析出物形成元素を含有する場合には、これら元素が十分にオーステナイト中に固溶せず、これら元素の効果を十分に発揮することが困難となる。一方、加熱温度が1250℃を超えると、結晶粒が粗大化するとともに、酸化ロス量の増加や炉の改修頻度の増加を招く。このため、鋼素材の加熱温度は1000〜1250℃の範囲に限定した。
ついで、加熱された鋼素材は、圧延終了温度を750℃以上とする熱間圧延を施され、厚鋼板とされる。
圧延終了温度が750℃未満では、圧延中にフェライトが析出し、その後に冷却処理を行っても所望の組織が得られず、所望の強度を確保できなくなる。なお、750℃以上、好ましくは950℃以下の温度域での累積圧下率を50%以上とする。累積圧下率が50%未満では、十分なオーステナイト粒の微細化が達成できないため、母材靭性を確保できなくなる。
熱間圧延終了後、厚鋼板は、700℃以上の温度域から10℃/s以上の冷却速度で冷却される。冷却の開始温度が、700℃未満では、冷却開始時にすでにフェライトが増加しすぎるため、冷却後に所望の強度を確保することができなくなる。また、冷却速度が、10℃/s未満では、ベイニティックフェライト以外の組織が生成し、ベイニティックフェライトの組織分率が低下するため、所望の強度を確保できない。このため、冷却速度は10℃/s以上とすることが好ましい。
上記した冷却速度で厚鋼板を、450℃以下、300℃以上の温度域の冷却停止温度まで冷却する。
冷却停止温度が、450℃を超える場合には、ベイニティックフェライトの粗大化および転位密度の極端な低下を招き、図1に示すように、900MPa以上の母材の引張強さを確保できなくなる。一方、冷却停止温度が300℃未満では、拡散性水素および鋼板内残留応力が過剰となり、母材靭性、HAZ靭性が劣化する。このようなことから、冷却停止温度は450℃以下300℃以上の温度域の温度に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、450℃以下350℃以上である。
なお、実操業においては、鋼板の温度管理は、鋼板表面温度により行われ、リアルタイムで板厚方向全体の平均温度を計算して、この平均温度に基づいて温度制御や速度制御を行うのが一般的である。このため、本発明でいう「温度」は鋼板全体の平均温度、「冷却速度」は鋼板全体の平均冷却速度、「昇温速度」は鋼板全体の平均昇温速度を意味するものとする。
表1に示す組成の溶鋼を真空溶解炉で溶製し、連続鋳造法により100mm厚のスラブ（鋼素材）とした。ついで、これら鋼素材に、表２に示す条件の熱間圧延を施し、引き続き、表2に示す条件の冷却処理を施して、厚鋼板（板厚：16〜20mm）とした。
また、得られた厚鋼板の板厚方向1/2ｔ位置から、組織観察用試験片を採取し、走査型電子顕微鏡および透過型電子顕微鏡により組織観察を行い、組織の同定、および組織分率を求めた。組織分率は、走査型電子顕微鏡を用いて線分法により平均オーステナイト（γ）粒径を測定し、その平均的なγ粒径の粒をランダムに10個選び、そのγ粒内の各組について断面面積率として求め、10個の断面面積率の平均値をその鋼板各位置の各相の組織分率として、体積率に換算した。
また得られた厚鋼板の板厚方向1/2ｔの位置からJIS Z 2201の規定に準拠して、4号引張試験片を採取して、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、0.2%耐力YSおよび引張強さTSを求めた。
また、得られた厚鋼板の板厚方向1/2ｔの位置からJIS Z 2202の規定に準拠して、Vノッチ標準寸法のシャルピー衝撃試験片を採取して、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、-40℃での吸収エネルギーvＥ−４０（J）を求めた。
また、得られた鋼板から再現熱サイクル試験片を採取し、最高加熱温度：1400℃、800〜500℃の冷却時間ｔ800-500＝57sの１サイクルの再現熱サイクルを付与する再現溶接熱サイクル試験（溶接入熱50kJ/cmのボンド部相当の再現熱サイクルを付与）（ＴＰ１）と、同様の再現熱サイクルを付与後、さらに最高加熱温度：800℃、800〜500℃の冷却時間ｔ800-500＝57sの再現熱サイクルを付与する、２サイクルの再現熱サイクルを付与する再現溶接熱サイクル試験（ＴＰ２）とを行った。これら再現熱サイクルを付与された試験片から、JIS Z 2202の規定に準拠して、Vノッチ標準寸法のシャルピー衝撃試験片を採取して、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、-20℃での吸収エネルギーvＥ−２０（J）を求め、HAZ靭性を評価した。
得られた結果を表３に示す。
なお、表2中の鋼板温度、冷却速度は、平均温度、平均冷却速度を用いて表示した。
本発明例はいずれも、引張強さ：900MPa以上の高強度と、vＥ−４０：200Ｊ以上の優れた母材靭性、vＥ−２０：80J以上の優れたHAZ靭性を有する鋼板となっている。これに対して、本発明の範囲を外れる比較例は、いずれかの特性が劣化している。
例えば、Ｂ含有量が本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No.８）では、1サイクルの熱サイクルを付与後の再現HAZ靭性（Tp1）が劣化している。また、さらにＢ含有量が本発明の範囲を高く外れる比較例（鋼板No.９）では、2サイクルの熱サイクルを付与された後の再現HAZ靭性が劣化している。また、Ｂ含有量及びＣeqが本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No.10）では、母材強度、および１サイクル、2サイクルの熱サイクルを付与後の再現HAZ靭性が全て劣化している。
また、Ｃ含有量が本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No.11）では、ミクロ組織が本発明の範囲を外れており、２サイクルの熱サイクル付与後の再現HAZ靭性が劣化している。また、Ｃ及びＢ含有量が本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No.12）では、ミクロ組織が本発明の範囲を外れており、母材強度、および１サイクル、2サイクルの熱サイクルを付与後の再現HAZ靭性が全て劣化している。
また、750℃〜950℃での累積圧下率が低く、組織が本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No.13）、冷却速度が本発明の好適範囲から外れ、組織が本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No.14）、冷却停止温度が本発明の好適範囲から高く外れ、組織が本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No.15）では、母材強度あるいはHAZ靭性が劣化している。また、冷却停止温度が本発明の好適範囲から低く外れ、組織が本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No.16）では、母材靭性が劣化している。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ : 0.005〜0.030％、 Si : 0.01〜0.60％、
Mn : 1.50〜3.50％、 Ｐ : 0.020％以下、
Ｓ : 0.0050％以下、 Al : 0.001〜0.100％、
Ni： 0.10％以上1.60％未満、 Cr：0.60％以下、
Cu： 1.00％以下、 Mo：0.01〜0.60％、
Nb：0.01〜0.10％、 Ti：0.005〜0.03％、
Ｂ：0.0002〜0.0015％、 Ｏ：0.0005〜0.0100％、
Ｎ：0.001〜0.010％
を、下記(1)式で定義される炭素当量Ｃeqが0.50〜0.68％を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で90％以上のベイニティックフェライト相を含む組織とを有し、引張強さ：900MPa以上を有することを特徴とする低温靭性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板。
記
Ｃeq ＝ Ｃ + Mn/6 ＋ (Cu+Ni)/15 ＋ (Cr+Mo+Ｖ)/5 ………(1)
ここで、Ceq（％）：炭素当量、
Ｃ、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（質量％） - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.005〜0.100％を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca : 0.010％以下、REM : 0.020％以下のうちから選ばれた１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
- 質量％で、
Ｃ : 0.005〜0.030％、 Si : 0.01〜0.60％、
Mn : 1.50〜3.50％、 Ｐ : 0.020％以下、
Ｓ : 0.0050％以下、 Al : 0.001〜0.100％以下、
Ni： 0.10％以上1.60％未満、 Cr：0.60％以下、
Cu： 1.00％以下、 Mo：0.01〜0.60％、
Nb：0.01〜0.10％、 Ti：0.005〜0.03％、
Ｂ：0.0002〜0.0015％、 Ｏ：0.0005〜0.0100％、
Ｎ：0.001〜0.010％
を、下記(1)式で定義される炭素当量Ｃeqが0.50〜0.68％を満足するように含有する組成の鋼素材を1000〜1250℃に加熱し、次いで750℃以上での累積圧下率が50％以上となる熱間圧延を施し、750℃以上で熱間圧延を終了し、ついで700℃以上の温度域から10℃／ｓ以上の冷却速度で450℃〜300℃の温度域の冷却停止温度まで冷却した後、室温まで空冷することを特徴とする低温靭性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
記
Ｃeq ＝ Ｃ + Mn/6 ＋ (Cu+Ni)/15 ＋ (Cr+Mo+Ｖ)/5 ………(1)
ここで、Ceq（％）：炭素当量、
Ｃ、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量（質量％）
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