JP4317499B2 - 音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板を、オフラインでの熱処理を必要としない高い生産性のもとに製造する方法に関するものである。本発明鋼は、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ものである。

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引張強さ５７０ＭＰａ級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いる。

このような鋼板の組成および製造条件としては、例えば、特許文献１、２などに開示されている。これらは鋼板を圧延後、オフラインで再加熱焼入れし、さらに再加熱焼戻し熱処理する製造方法に関するものである。また、例えば、特許文献３〜５などには、鋼板の圧延後にオンラインで焼入れを行う、いわゆる直接焼入れによる製造に関する発明が開示されている。これらは、再加熱焼入れ、直接焼入れいずれの場合にもオフラインでの焼戻し熱処理を必要としているが、生産性を高めるには、焼戻し熱処理も省略して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望ましい。

非調質の製造方法に関する発明もいくつか開示されており、例えば、特許文献６〜９などに記載の発明がある。これらは、鋼板の圧延後の加速冷却を途中で停止する、加速冷却−途中停止プロセスに関するものである。これ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しようとするものである。

また、特許文献１０に記載の発明は、加速冷却−途中停止プロセスによる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板の製造技術に関するものである。

また、特許文献１１には、圧延後の水冷も行わない非調質プロセスに関する発明が開示されている。

特開昭５３−１１９２１９号公報 特開平０１−１４９９２３号公報 特開昭５２−０８１０１４号公報 特開昭６３−０３３５２１号公報 特開平０２−２０５６２７号公報 特開昭５４−０２１９１７号公報 特開昭５４−０７１７１４号公報 特開２００１−０６４７２３号公報 特開２００１−０６４７２８号公報 特開２００２−０８８４１３号公報 特開２００２−０５３９１２号公報

しかし、上記の特許文献１〜５に記載の発明では、オフラインでの熱処理工程を要するため、どうしても生産性を阻害してしまうという問題があった。

このような生産性の問題を解決するため、焼戻し熱処理も省略して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を開示した上記の特許文献６〜９に記載の発明でも、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て、圧延を終了する温度が８００℃前後となるので温度待ちの時間を要し生産性が高いとはいえないという問題があった。また、特に橋梁、建築などの用途では、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くなり、こうした用途には必ずしも合致しないという問題もあった。

また、上記の特許文献１０に記載の発明では、Ｖが途中加速冷却停止後の徐冷段階でも析出強化に寄与するとされているが、本発明者らの検討では後述するように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、強化にはさほど有効ではないという知見を得ており、この成分組成では必ずしも安定的な強度は得られないと考えられる。

また、上記の特許文献１１に記載の発明では、低温での制御圧延を行わないので音響異方性は大きくならないものの、そのかわり強度を得るためにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｎなど合金添加量が多くなるなど経済性に問題があった。

そこで、本発明においては、音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板を、合金添加量が少ない経済的な成分組成と、生産性の高い加速冷却−途中停止プロセスを前提とした製造方法により得ることを課題とした。ここで対象とする鋼板の板厚は１００ｍｍまでとする。

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。

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。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。こうしたことから前述のように非調質プロセス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わざるを得なかったわけである。

そこで、本発明者らは、生産性の高い加速冷却−途中停止プロセスを前提としながら、合金元素を多量に添加すること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炭窒化物、Ｔｉ炭化物の析出速度がＶなど他の元素に比べて速く、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い。特に６００℃〜７００℃の温度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を知見した。

しかしながら、Ｎｂ、Ｔｉの添加量が多すぎると、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、析出強化量が低下する。Ｎｂ、Ｔｉの炭化物、窒化物および炭窒化物のオーステナイト中およびフェライト中での析出速度や析出物の形態はＮｂ、Ｔｉ添加量とＣ、Ｎ量によって大きく影響を受ける。本発明者らは種々の実験および解析により、Ｎｂ、Ｔｉの炭化物、窒化物および炭窒化物の析出速度、析出形態は、パラメータＡ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋ ［Ｎ］ ×１２／１４）でよく整理され、この値が一定範囲内に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。すなわちＮｂ、Ｔｉ添加量が多いほどＣ、Ｎの添加量を少なくする必要があることになる。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ない。逆に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、一定の範囲の添加量とする必要がある。

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。本発明者ら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、ベイナイトの体積率３０％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、靭性なども低下させるためパーライトおよび島状マルテンサイトの体積率の和を５％以下とすることが必要である。

引き続き、本発明者らは、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が共存すると単独で存在する場合よりも固溶しにくくなる傾向があり、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は固溶できないことがわかった。本発明者らは、本発明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（℃）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。
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
ここで、Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）であり、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］はそれぞれＮｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎの質量％を意味する。

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、１０２０℃〜９２０℃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９２０℃〜８６０℃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。

加速冷却−途中停止プロセスの加速冷却停止温度は、Ｎｂ、Ｔｉの析出に有利なように６００℃〜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３０％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５％未満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℃／ｓｅｃ以上、３０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度が必要である。

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並以上の析出強化が、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指数Ｐｃｍ（Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］、ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％を意味する。）を低く抑えることができ、Ｐｃｍ≦０．１８で、大入熱でも溶接熱影響部靭性の高い、溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼材を提供できる。

以上のような知見に基づき本発明は初めて成されたものであって、その要旨とするところは、以下のとおりである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０３％以上、０．０７％以下、Ｓｉ：０．１％以上、０．６％以下、Ｍｎ：０．８％以上、２．０％以下、Ａｌ：０．００３％以上、０．１％以下を含有し、さらに、Ｎｂ、Ｔｉを、Ｎｂ：０．０２５％以上、Ｔｉ：０．００５％以上で、かつ、０．０４５％≦［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］≦０．１０５％を満たすように含有し、さらに、Ｎ：０．００２５％超、０．００８％以下を含有し、さらに、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎを、下記に示されるＡの値が、０．００２２以上、０．００５５以下となる関係を満足する範囲で含有し、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．１８以下であり、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有するとともに、鋼組織が、ベイナイトの体積率が３０％以上、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５％未満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る引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板。
Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）、
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］。
ここで、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］はそれぞれＮｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％を意味する。
（２） さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５％以上、０．３％以下を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板。
（３） さらに、質量％で、Ｃｕ：０．１％以上、０．８％以下、Ｎｉ：０．１％以上、１％以下、Ｃｒ：０．１％以上、０．８％以下、Ｖ：０．０１％以上、０．０３％未満、Ｗ：０．１％以上、３％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板。
（４） さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１％以下の１種または２種を含有することを特徴とする、上記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板。
（５） 上記（１）ないし（４）のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼片または鋳片を、下記に示されるＴ（℃）以上、１３００℃以下に加熱し、１０２０℃以上の温度範囲での粗圧延の後、１０２０℃未満、９２０℃超の範囲での圧延は累積圧下率を１５％以下に抑制し、９２０℃以下、８６０℃以上の範囲での累積圧下率を２０％以上、５０％以下とする仕上げ圧延を行い、これに引き続き、冷却速度が２℃／ｓｅｃ以上、３０℃／ｓｅｃ以下となる加速冷却を８００℃以上から開始し、７００℃以下、６００℃以上で該加速冷却を停止して、その後０．４℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で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る引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板の製造方法。
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
ここで、Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）であり、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］はそれぞれＮｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎの質量％を意味する。

本発明によれば、音響異方性が小さく溶接性に優れる板厚１００ｍｍまでの引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板を、合金添加量が少ない経済的な成分系と生産性の高い非調質の製造方法により得ることができ、その工業界への効果は極めて大きい。

以下に、本発明における各成分および製造方法の限定理由を説明する。

Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉとの炭化物、炭窒化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。Ｃ量が不足であると加速冷却停止後の徐冷中の析出量が不足して強度が得られない。逆に過剰であっても圧延中の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て強度が得られない。そのためＣ量は０．０３％以上、０．０７％以下の範囲に限定する。

Ｓｉは、製鋼上脱酸元素として必要な元素であるとともに、炭化物の析出速度にも影響する。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析出を抑える効果がある。脱酸目的のためにＳｉは０．１％以上の添加が必要であり、圧延中のオーステナイト域における炭化物析出を抑えるためにはＳｉは０．３％以上添加することが望ましい。しかし、０．６％を越えて添加すると析出速度が遅くなりすぎ、また溶接熱影響部の靭性を低下させる場合があるので、０．６％を上限とする。

Ｍｎは、焼入性を高めベイナイト単相か、ベイナイト分率３０％以上のベイナイトとフェライトの混合組織を得るために必要な元素である。この目的のためには０．８％以上は必要であるが、２．０％を超えて添加すると母材靭性の低下をもたらす場合があるので、上限を２．０％とする。

Ａｌは、通常脱酸元素として添加される範囲の０．００３％以上、０．１％以下とする。

ＮｂおよびＴｉは、ＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）、ＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（ＣＮ）、あるいはこれらの複合析出物と、さらにこれらと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。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析出速度を考慮した適切な添加が必要である。すなわち、Ｎｂが０．０２５％以上、望ましくは０．０３５％以上であり、Ｔｉが０．００５％以上であり、［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］が０．０４５％以上、析出強化効果をより明確に発揮するために望ましくは０．０５５％以上、０．１０５％以下であって、さらにＡ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋ ［Ｎ］ ×１２／１４）とするときにＡの値が０．００２２以上、０．００５５以下であることが条件となる（ここで、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］は、それぞれＮｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎの質量％を意味する。）。

Ｎは、Ｔｉと結びついて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て溶接熱影響部靭性を向上させるが、Ｎが不足であるとＴｉＮは粗大になってピニング効果が得られない。ＴｉＮを微細に分散させるためにＮは少なくとも０．００２５％超、ＴｉＮの微細分散効果をより明確に発揮するためには望ましくは０．００４％超の添加とする。またＮを過剰に含有するとかえって母材の靭性を低下させる場合があるため上限は０．００８％とする。

Ｍｏは、焼入性を向上させ、かつＮｂ、Ｔｉとの複合析出物を形成して強化に大きく寄与する。この効果を得るためには０．０５％以上を添加する。しかし過剰に添加すると溶接熱影響部靭性を阻害するため添加は０．３％以下とする。

Ｃｕは、強化元素として添加する場合、その効果を発揮するには０．１％以上を必要とするが、０．８％を超えて添加しても添加量の割にはその効果は大きくなく、過剰に添加すると溶接熱影響部靭性を阻害する場合があるので、０．８％以下とする。

Ｎｉは、母材靭性を高めるために添加する場合は０．１％以上を必要とするが、過剰に添加すると溶接性を阻害する場合があり、高価な元素でもあるので添加の上限は１％とする。

Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入れ性を高め、ベイナイト組織を得やすくする効果がある。その目的のためには０．１％以上添加するが、過剰に添加すると溶接熱影響部靭性を阻害するので、上限を０．８％とする。

Ｖは、Ｎｂ、Ｔｉに比べ強化効果は少ないがある程度の析出強化と焼入性を高める効果がある。この効果を得るには０．０１％以上の添加が必要であるが、過剰に添加すると溶接熱影響部靭性の低下をもたらすので添加する場合でも０．０３％未満とする。

Ｗは、強度を向上させる。添加する場合には０．１％以上添加するが、多量に添加するとコストが高くなるので添加量は３％以下とする。

ＭｇおよびＣａの１種または２種を添加することにより、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。この効果を得るためにはＭｇあるいはＣａはそれぞれ０．０００５％以上の添加が必要である。しかし、０．０１％を超えて過剰に添加す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ことがある。したがって、添加量をそれぞれ０．０００５％以上、０．０１％以下とする。

上記の成分の他に不可避不純物として、Ｐ、Ｓは、母材靭性を低下させる有害な元素であるので、その量は少ないほうが良い。望ましくは、Ｐは０．０２％以下、Ｓは０．０２％以下とする。

また、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍは０．１８を越えると大入熱溶接での溶接熱影響部靱性の低下を回避できなくなるので、０．１８以下とする必要がある。ここで、Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］であり、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。

本発明のＮｂ、Ｔｉの炭化物、窒化物ないし炭窒化物の微細整合析出を促進させて十分な強化を得るためには、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望ましく、この点で、ベイナイト組織はフェライト組織に比べ転位密度など加工組織を維持しやすく、望ましい金属組織である。ただし、ベイナイトの体積率が３０％未満では、引張強さ５７０ＭＰａを確保することが困難となるため、その体積率は３０％以上とする必要である。

パーライトや島状マルテンサイトなどが存在すると、その相界面へＮｂ、Ｔｉの炭化物、窒化物ないし炭窒化物が析出してしまうため、目的とする強化効果が小さくなり、引張強さ５７０ＭＰａを確保することが困難となるだけでなく、靭性なども低下させるため、極力低減する必要があるが、それらの体積率の和が５％以下であれば、このような悪影響は小さいため許容できる範囲である。

次に製造方法について述べる。

鋼片または鋳片の加熱温度は、Ｎｂ、Ｔｉを十分に固溶させるために、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（℃）よりも高くする。
Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
ここで、Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）であり、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］はそれぞれＮｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎの質量％を意味する。しかし、１３００℃を超える加熱温度とするとオーステナイト粒径が粗大化して靭性低下の原因ともなるので、圧延時の鋼片または鋳片の加熱温度はＴ（℃）以上、１３００℃以下とする。

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℃以上の温度範囲での適当な圧下率での粗圧延の後、１０２０℃未満、９２０℃超の範囲での圧延は累積圧下率１５％以下とする。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、９２０℃以下、８６０℃以上の範囲で累積圧下率２０％以上、５０％以下の圧延を行う。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。

加工組織の回復、加工後の析出を抑制するため、圧延終了後すみやかに加速冷却を行う。冷却は８００℃以上から、冷却速度が２℃／ｓｅｃ以上、３０℃／ｓｅｃ以下となる条件で水冷を行う。ベイナイトの体積率を３０％以上とするために２℃／ｓｅｃ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が５％未満とするため冷却速度を３０℃／ｓｅｃ以下とする。鋼板温度が７００℃以下、６００℃以上となるように加速冷却を途中停止し、その後放冷等により冷却速度を０．４℃／ｓｅｃ以下とする。この目的はＮｂ、Ｔｉおよびこれらの複合析出、さらに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。加速冷却停止温度が高温すぎるとベイナイト組織が得にくく、低温では析出が遅くなって十分な強化が得られない。なお、加速冷却停止直後には鋼板の中心部温度は表面よりも高温になっているため、その後内部からの復熱によって鋼板表面の温度は一度上昇し、その後冷却に転じる。ここでいう加速冷却停止温度とは、復熱した後の最高到達温度を意味する。

本発明鋼は、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ものである。

表１、表２に示す成分組成の鋼を溶製して得られた鋼片を、表３、表４に示す製造条件にて１２〜１００ｍｍ厚さの鋼板とした。これらのうち１−Ａ〜１９−Ｓは本発明鋼であり、２１−Ｕ〜４８−Ｂは比較例である。表中、下線で示す数字は成分または製造条件が特許範囲を逸脱しているか、あるいは特性が下記の目標値を満足していないものである。

これらの鋼板についての引張強さと溶接熱影響部靭性および音響異方性の測定結果を表３、表４に示す。引張強さは、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定の１０号丸棒引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定の方法で測定した。母材靭性は、圧延方向に直角な方向の板厚中心部からＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定の衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定の方法で破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めて評価した。溶接熱影響部靭性は、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たＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定の衝撃試験片の−２０℃での吸収エネルギー（ｖＥ_-20）にて評価した。板厚３２ｍｍ以下の鋼材は元の厚さのまま、板厚３２ｍｍ超の鋼材は３２ｍｍに減厚した鋼板を用意して、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ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定の衝撃試験片を採取して、−２０℃での吸収エネルギー（ｖＥ_-20）にて評価した。音響異方性は、日本非破壊検査協会規格ＮＤＩＳ２４１３−８６に従って、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。各特性の目標値はそれぞれ降伏強さが４５０ＭＰａ、引張強さが５７０ＭＰａ以上、ｖＴｒｓが−２０℃以下、ｖＥ_-20が７０Ｊ以上、音速比が１．０２以下とした。母材組織の体積分率は、倍率５００倍の顕微鏡組織写真で１００ｍｍ×１００ｍｍの範囲を１０視野を観察して算出した。

実施例１−Ａ〜１９−Ｓは、いずれも降伏強さが４５０ＭＰａ超、引張強さが５７０ＭＰａ超であり、溶接熱影響部靭性ｖＥ_-20が２００Ｊ超であり、かつ音速比が１．０２以下と音響異方性が小さい。

これに対して、比較例２１−ＵはＣが低いため、比較例２２−ＶはＣが高いため、比較例２３−ＷはＳｉが低いため、比較例２５−ＹはＭｎが低いため、比較例２８−ＡＢはＮｂが低いため、比較例３０−ＡＤはＴｉが低いため、比較例３２−ＡＦは上記パラメータＡの値（Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４））が０．００２２に満たないため、比較例４２−Ｂは加熱温度が低いため、比較例４５−Ｂは９２０℃以下８６０℃以上の範囲での累積圧下率が高いため、比較例４６−Ｂは冷却速度が小さいためパーライトおよび島状マルテンサイトの体積率の和が５％以上であり、比較例４７−Ｂは加速冷却の停止温度が高いためベイナイト分率が低く、比較例４８−Ｂは加速冷却の停止温度が低いためそれぞれ引張強さが５７０ＭＰａに満たない。

比較例２４−ＸはＳｉが高いため、比較例２７−ＡＡはＭｏが高いため、比較例２９−ＡＣはＮｂが高くＮｂ＋２Ｔｉが０．１０５％を超えているため、比較例３１−ＡＥはＴｉが高くＮｂ＋２Ｔｉが０．１０５％を超えているため、比較例３４−ＡＨはＮが低いため、比較例３６−ＡＪはＶが高いため、比較例３７−ＡＫはＣｕが高いため、比較例３８−ＡＬはＮｉが高いため、比較例３９−ＡＭはＣｒが高いため、比較例４０−ＡＮはＭｇが高いため、比較例４１−ＡＯはＣａが高いためそれぞれ溶接熱影響部靭性が低い。

比較例２６−ＺはＭｎが高いため、比較例３３−ＡＧはパラメータＡの値が０．００５を超えているため、比較例３５−ＡＩはＮが高いためそれぞれ母材靭性が低い。

比較例４３−Ｂは１０２０℃未満、９２０℃超の範囲での累積圧下率が高いため、比較例４４−Ｂは９２０℃以下８６０℃以上の範囲での累積圧下率が低いためそれぞれ引張強さが低く、溶接熱影響部靭性も低い。

比較例４５−Ｂは９２０℃以下８６０℃以上の範囲での累積圧下率が高いため引張強さが低く、音響異方性も大きい。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０３％以上、０．０７％以下、
   Ｓｉ：０．１％以上、０．６％以下、
   Ｍｎ：０．８％以上、２．０％以下、
   Ａｌ：０．００３％以上、０．１％以下
   を含有し、さらに、Ｎｂ、Ｔｉを、
   Ｎｂ：０．０２５％以上、
   Ｔｉ：０．００５％以上
   で、かつ、
   ０．０４５％≦［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］≦０．１０５％
   を満たすように含有し、さらに、
   Ｎ ：０．００２５％超、０．００８％以下
   を含有し、さらに、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎを、下記に示されるＡの値が、０．００２２以上、０．００５５以下となる関係を満足する範囲で含有し、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．１８以下であり、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有するとともに、鋼組織が、ベイナイトの体積率が３０％以上、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５％未満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る引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板。
   Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）
   Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５［Ｂ］
   ここで、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｂ］は、それぞれＮｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％で表した含有量を意味する。
2. さらに、質量％で、
   Ｍｏ：０．０５％以上、０．３％以下
   を含有することを特徴とする、請求項１に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板。
3. さらに、質量％で、
   Ｃｕ：０．１％以上、０．８％以下、
   Ｎｉ：０．１％以上、１％以下、
   Ｃｒ：０．１％以上、０．８％以下、
   Ｖ ：０．０１％以上、０．０３％未満、
   Ｗ ：０．１％以上、３％以下
   の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板。
4. さらに、質量％で、
   Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
   Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１％以下
   の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板。
5. 請求項１ないし請求項４のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼片または鋳片を、下記に示されるＴ（℃）以上、１３００℃以下に加熱し、１０２０℃以上の温度範囲での粗圧延の後、１０２０℃未満、９２０℃超の範囲での圧延は累積圧下率を１５％以下に抑制し、９２０℃以下、８６０℃以上の範囲での累積圧下率を２０％以上、５０％以下とする仕上げ圧延を行い、これに引き続き、冷却速度が２℃／ｓｅｃ以上、３０℃／ｓｅｃ以下となる加速冷却を８００℃以上から開始し、７００℃以下、６００℃以上で該加速冷却を停止して、その後０．４℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で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る引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板の製造方法。
   Ｔ＝６３００／（１．９−Ｌｏｇ（Ａ））−２７３
   ここで、
   Ａ＝（［Ｎｂ］＋２×［Ｔｉ］）×（［Ｃ］＋［Ｎ］×１２／１４）
   であり、［Ｎｂ］、［Ｔｉ］、［Ｃ］、［Ｎ］はそれぞれＮｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎの質量％で表した含有量を意味する。