JP2011246768A - 高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】溶接性と安定した母材性能を達成できる高張力鋼板を提供することを目的とする。
【解決手段】本発明の高張力鋼板は、Ｃ：０．０１〜０．０６質量％を含有し、さらにＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐ、Ｓを含有するとともに、下記式（１）、（２）で表されるＫＰおよびＫＶがそれぞれ２．４≦ＫＰ≦４．５、およびＫＶ≦０．０６０を満足し、鋼組織の９０面積％以上がベイナイトであり、ベイナイト組織の平均結晶粒径が５〜２０μｍであり、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が５．０以上であることを特徴とする。
ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］ ・・・（１）
ＫＶ＝［Ｖ］＋［Ｎｂ］ ・・・（２）
【選択図】なし

Description

本発明は、建築構造物や橋梁などの大型構造物に好適に用いられ、引張強度が５７０ＭＰａ以上の高張力鋼板（以下、「５７０ＭＰａ級鋼板」と称する場合がある。）およびその製造方法に関するものであり、殊に溶接性（ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）と安定した母材性能を有する高張力鋼板およびその製造方法に関するものである。

高張力鋼板で優れた溶接性を確保するためには、従来からＣ量を低減した成分設計がなされており、引張強度については合金元素を添加することで確保されている。

本発明者らはこれまでに特許文献１、２などの技術を開示し、溶接性（ＨＡＺ靭性、耐溶接割れ性など）や母材強度に優れる鋼板を開示してきた。特許文献１、２は、Ｃ量を０．０６％程度以下に低減した成分系において、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖといった炭化物を形成しやすい元素を添加したものであり、これらの成分組成は優れた溶接性と母材性能（引張強度や靭性）を発揮することができるが、母材性能のばらつきという点において改善の余地があった。

また、ＨＡＺ靭性や母材靭性を向上させる技術として例えば特許文献３〜６が挙げられる。特許文献３では、Ｏ、Ｓの一方もしくは両方を含む介在物を分散させた鋼材をＡｃ₃点以上、１３５０℃以下に加熱し、未再結晶温度域にて累積圧下率４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で６００℃以下まで冷却することによって、母材靭性と超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させることが開示されている。特許文献３は、Ｃ量を低減した成分系における母材性能のばらつきに着目したものではなく、また溶接性の中でも耐溶接割れ性については検討されていない。

特許文献４では引張強度７８０ＭＰａ以上の鋼板において、Ｃ量を０．０８０％以下とし、合金成分を添加した成分系において、Ａｃ₃〜１３５０℃程度に加熱後、８００℃以下の累積圧下率が５０％以上となるように熱間圧延を行い、０．０５〜５０℃／ｓ程度で冷却する技術が開示されている。特許文献４では、母材強度の安定性が不十分であり、また仕上圧延温度が７００〜７２０℃と比較的低めであるため、５７０ＭＰａ級鋼板に適用するにはコストの点で問題がある。

特許文献５では、Ｃ量を０．０４％未満に制御して合金成分を添加した鋼材を、１０２０℃以上、１３００℃以下に加熱し、１０２０℃以下、９２０℃超における累積圧下率を６０％未満とし、９２０℃以下、Ａｒ₃点超での累積圧下率が５０％以上、９０％以下となるように圧延し、冷却速度１℃／秒以上の加速冷却を開始し、５５０℃未満、３００℃以上の温度範囲で加速冷却を停止し、その後放冷する技術が開示されている。しかし特許文献５では母材靭性の安定性が不十分であった。

特許文献６では、Ｃ量を０．０２ｍａｓｓ％以下と一層低減した成分系において、Ａ_c3点〜１３５０℃の温度に加熱後、８００℃から６５０℃の温度域での圧下率が２０％以上となる熱間圧延を施し、その後冷却する、材質ばらつきが少なくかつ溶接性に優れる高強度鋼材の製造方法が開示されている。しかし特許文献６では、ＨＡＺ靭性が不十分であり、大入熱溶接に適用するには問題があった。

特許第３８６３４１３号公報 特許第４２２０８７１号公報 特開２００３−４９２３７号公報 特許第４３５４７５４号公報 特開２００８−２６１０１２号公報 特許第３５００８３８号公報

本発明は、溶接性（ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）と安定した母材性能（引張強度および靭性）を達成できる高張力鋼板を提供することを目的とする。

上記課題を解決した本発明の高張力鋼板は、Ｃ：０．０１〜０．０６％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、Ｍｎ：１．２５〜２．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．５％、Ｖ：０．０４０％以下（０％を含む）、Ｎｂ：０．００１〜０．０３０％、Ｂ：０．０００６〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００２〜０．０１０％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０７％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、下記式（１）、（２）で表されるＫＰおよびＫＶがそれぞれ２．４≦ＫＰ≦４．５、およびＫＶ≦０．０６０を満足するとともに、鋼組織の９０面積％以上がベイナイトであり、残部がマルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織（ＭＡ組織）、フェライト、擬ポリゴナルフェライトであり、ベイナイト組織の平均結晶粒径が５〜２０μｍであり、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が５．０以上であることを特徴とする。
ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］ ・・・（１）
ＫＶ＝［Ｖ］＋［Ｎｂ］ ・・・（２）
（但し、［ ］は各元素の含有量（質量％）を表す。）

本発明の高張力鋼板は、必要に応じて（ａ）Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｎｉ：５．０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を、Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭの合計含有量が０．０１０％以下（０％を含まない）であり、Ｚｒ量が０．０２０％以下（０％を含まない）となるように含有していても良い。

また、本発明には上記のいずれかの高張力鋼板を製造する方法であって、Ａｃ₃〜１３００℃に加熱して熱間圧延を行うにあたり、加熱温度をＴ（℃）とする時、Ｔ／２０−８（％）以上の圧下率で未再結晶域圧延を実施し、前記圧延後０．５〜５０℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする高張力鋼板の製造方法も包含される。

本発明によれば、化学成分を適切に制御するとともに、製造条件を適切に制御（特に、熱間圧延するにあたって加熱温度に応じた圧下率で未再結晶域圧延を施している）しているため、ベイナイト組織の分率、形態、および旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を適切に調整することができ、溶接性（ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）と安定した母材性能（引張強度および靭性）を達成することができる。

本発明者らは、優れた溶接性を有する鋼材について、生産性を低下させることなく母材性能を安定化させた鋼板を得るために検討した結果、化学成分組成を適切に制御した上で、製造条件の中でも特に、熱間圧延の加熱温度に応じて未再結晶域の圧下率を適切に制御した圧延を行えば良いことを見出した。

まず、本発明の高張力鋼板の化学成分について以下に説明する。

Ｃ：０．０１〜０．０６％
Ｃは溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強度を両立させ、且つ大入熱ＨＡＺ靭性を改善するために重要な元素である。Ｃが０．０６％を超えると高冷却速度側で低温変態ベイナイトでなく、マルテンサイトが生成するようになり、耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性が改善されない。またＣが０．０１％未満では必要最小限の母材強度が得られない。そこでＣ量は０．０１〜０．０６％と定めた。Ｃ量の下限は、好ましくは０．０２０％であり、より好ましくは０．０２４％である。Ｃ量の上限は、好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０４５％以下である。

Ｍｎ：１．２５〜２．５％
Ｍｎは焼入れ性を改善する作用を有するとともに、ベイナイトブロックを微細化して母材靭性を改善する効果を発揮する。Ｍｎ量が１．２５％未満であると、所望の焼入れ性改善作用が発揮されず、母材強度が不足する。一方、Ｍｎ量が２．５％を超えて過剰になるとＨＡＺ部の耐溶接割れ性が劣化することになる。そこでＭｎ量を１．２５〜２．５％と定めた。Ｍｎ量の下限は、好ましくは１．３５％であり、より好ましくは１．４５％（特に１．５０％）である。Ｍｎ量の上限は、好ましくは２．３％であり、より好ましくは２．０％である。

Ｃｒ：０．１〜２．０％
Ｃｒは本発明において重要な元素であり、焼入れ性を改善するだけでなく、Ｂによる焼入れ性の改善効果を安定的に確保する作用を有する。また、ベイナイトブロックの微細化を達成し、母材靭性を改善する効果も発揮する。Ｃｒ量が０．１％未満ではこれらの効果が有効に発揮されず、一方、Ｃｒ量が２．０％を超えて過剰になるとＨＡＺ部の耐溶接割れ性が劣化する。そこでＣｒ量を０．１〜２．０％と定めた。Ｃｒ量の下限は、好ましくは０．２０％であり、より好ましくは０．４０％（特に０．５０％）である。Ｃｒ量の上限は、好ましくは１．５％であり、より好ましくは１．４％である。

Ｍｏ：０．０１〜１．５％
Ｍｏは、Ｍｏ、ＮｂおよびＢの複合効果によって焼入れ性を改善する作用を有する。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｍｏ量は０．０１％以上含有させる必要がある。一方、Ｍｏが１．５％を超えて過剰になるとＨＡＺの耐溶接割れ性が劣化する。そこでＭｏ量は０．０１〜１．５％と定めた。Ｍｏ量の下限は、好ましくは０．１０％、より好ましくは０．１３％である。Ｍｏ量の上限は、好ましくは１．３％であり、より好ましくは１．０％である。

２．４≦ＫＰ≦４．５、ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］
本発明において、上記したＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量を個々に制御するのみならず、これら元素の含有量によって定まるＫＰを制御することも重要である。ＫＰの値が２．４未満では上記した焼入れ性改善効果を十分に発揮することができず、擬ポリゴナルフェライトやフェライトが生成しやすくなり、５７０ＭＰａ以上の母材強度を得ることができなくなる。一方、ＫＰの値が４．５を超えて大きくなると大入熱ＨＡＺ靭性が低下する。そこでＫＰは２．４以上４．５以下と定めた。ＫＰの下限は、好ましくは２．６であり、より好ましくは２．８である。ＫＰの上限は、好ましくは４．３であり、より好ましくは４．０である。

Ｖ：０．０４０％以下（０％を含む）、Ｎｂ：０．００１〜０．０３０％
Ｖは少量の添加で焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める作用を有する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｖ量は０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。Ｎｂも少量の添加で焼入れ性を高め、母材強度の向上に寄与する元素であるため、Ｎｂ量は０．００１％以上と定めた。Ｎｂ量の下限は、好ましくは０．００５％であり、より好ましくは０．００６％である。一方、Ｖ量およびＮｂ量が過剰になると大入熱ＨＡＺ靭性が低下する。そこでＶ量は０．０４０％以下、Ｎｂ量は０．０３０％以下と定めた。Ｖ量の上限は、好ましくは０．０３５％であり、より好ましくは０．０３０％である。Ｎｂ量の上限は、好ましくは０．０２５％であり、より好ましくは０．０２２％である。

ＫＶ≦０．０６０、ＫＶ＝［Ｖ］＋［Ｎｂ］
本発明において、上記したＶとＮｂは、個々の含有量を制御するのみならず、これら元素の含有量によって定まるＫＶの値を制御することも重要である。上記の通り、これらの元素が過剰になりすぎると、大入熱ＨＡＺ靭性を低下させるためである。そこでＫＶは０．０６０以下と定めた。ＫＶは好ましくは０．０５５以下であり、より好ましくは０．０４０以下である。

Ｂ ：０．０００６〜０．００５％
Ｂは焼入れ性を改善する作用を有する元素であり、低冷却速度でベイナイトを生成しやすくすると共に、極低Ｃとし、同時に適量のＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏを添加することで小入熱溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強度を高める作用を発揮する。このような作用を有効に発揮させるためＢ量を０．０００６％以上と定めた。Ｂ量の下限は、好ましくは０．０００８％であり、より好ましくは０．００１０％である。一方、Ｂ量が過剰になるとかえって焼入れ性が低下し、母材靭性と溶接性が不足する。そこでＢ量は０．００５％以下と定めた。Ｂ量の上限は、好ましくは０．００４％、より好ましくは０．００３％、さらに好ましくは０．００１５％（特に０．００１２％）である。

Ｂについて、特にＮｂとＶを添加している成分系においては、Ｂ量を精緻に制御することが重要である。特にＮｂとＢを複合添加することで鋼材の再結晶温度が上昇することが知られている。すなわち、ＮｂとＢを複合添加した場合には比較的高温域で未再結晶域圧延を実施できるという効果が発現するが、本発明者らはＮｂとＢの複合添加が、靭性（特にＨＡＺ靭性）に対して大きな悪影響を及ぼすことを見出している。このような観点から、Ｎｂ量とＢ量の合計は、０．００５〜０．０３３％とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０〜０．０３０％である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは、Ｎと窒化物を形成して大入熱溶接時におけるＨＡＺ部のオーステナイト粒を微細化し、ＨＡＺ靭性の改善に寄与する点で有用である。そこでＴｉ量を０．００５％以上と定めた。Ｔｉ量の下限は、好ましくは０．００８％であり、より好ましくは０．０１０％である。一方、Ｔｉ量が過剰になるとかえってＨＡＺ靭性が低下する。そこでＴｉ量は０．０５％以下と定めた。Ｔｉ量の上限は、好ましくは０．０４０％以下であり、より好ましくは０．０３０％以下である。

Ｎ：０．００２〜０．０１０％
Ｎは上記した通り、Ｔｉと窒化物を形成して大入熱溶接時におけるＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｎ量は０．００２％以上と定めた。Ｎ量の下限は、好ましくは０．００３０％であり、より好ましくは０．００３５％である。ただし、ＮはＢと結合して固溶Ｂを減少させ、Ｂの焼入れ性向上作用を阻害し、母材の靭性および大入熱ＨＡＺ靭性を低下させる作用も有しており、Ｎの含有量が０．０１０％を超えるとその作用が顕著になる。そこでＮ量は、０．０１０％以下とする。Ｎ量の上限は、好ましくは０．００９０％であり、より好ましくは０．００８０％である。

Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であるが、０．５％を超えて含有すると溶接性および母材靭性が低下する。そこでＳｉ量は０．５％以下とする。Ｓｉ量の上限は好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３５％以下である。

Ａｌ：０．０７％以下（０％を含まない）
Ａｌは脱酸元素であるとともに、Ｎを固定して固溶Ｂを確保することでＢに基づく焼入れ性向上作用を高める元素であるが、０．０７％を超えて含有すると母材靭性が低下する。そこでＡｌ量は０．０７％以下とする。Ａｌ量の上限は、好ましくは０．０６０％であり、より好ましくは０．０４０％以下である。

Ｐ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）
ＰおよびＳは、靭性等の物性に悪影響を及ぼす有害な不純物元素であるため、Ｐ量は０．０２％以下、Ｓ量は０．０１％以下に抑制する。Ｐ量の上限は、好ましくは０．０１５％、より好ましくは０．０１０％であり、Ｓ量の上限は、好ましくは０．００７％、より好ましくは０．００５％である。

本発明鋼板の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避的不純物が含まれることは、当然に許容される。また、本発明の鋼板は、必要に応じて以下の元素を含有していても良い。

Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）
Ｃｕは固溶強化および析出強化により母材強度を向上させると共に、焼入れ性向上作用を有する元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｃｕ量は０．１０％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｃｕ量が過剰になると大入熱ＨＡＺ靭性が低下する。そこでＣｕ量は２．０％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量の上限は、より好ましくは１．５％であり、さらに好ましくは０．５％である。

Ｎｉ：５．０％以下（０％を含まない）
Ｎｉは、母材靭性向上に有用な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｎｉ量は０．１０％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｎｉ量が過剰になるとスケール疵が発生しやすくなるため、Ｎｉ量は５．０％以下とすることが好ましい。Ｎｉ量の上限は、より好ましくは４％以下であり、さらに好ましくは３％以下である。

Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を、Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭの合計含有量が０．０１０％以下（０％を含まない）であり、Ｚｒ量が０．０２０％以下（０％を含まない）となるように含有
Ｚｒ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭはいずれも、介在物を微細化させる作用を有するため、母材靭性の安定化およびＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるためＣａ、ＭｇおよびＲＥＭは合計で０．０００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。またＺｒ量は好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。一方、これらの含有量が過剰になると介在物が粗大化することによりＨＡＺ靭性が劣化する。そこでＣａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は合計で０．０１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。またＺｒ量は好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１０％以下である。なお、本発明においてＲＥＭは、周期律表３族に属するスカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）およびランタノイド系列希土類元素（原子番号５７〜７１）の元素のいずれをも用いることができる。

次に、本発明の高張力鋼板の組織について以下に説明する。

本発明の高張力鋼板の組織は、９０面積％以上がベイナイトであり、残部がマルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織（ＭＡ組織）、フェライト、擬ポリゴナルフェライトである。ベイナイト分率を９０面積％以上とすることによって、母材の引張強度を確保することが可能となる。ベイナイト分率は好ましくは９５面積％以上であり、より好ましくは９７％以上であり、特に１００％であることが好ましい。なお、上述した特許文献３はフェライトの微細化を前提とする技術であって、組織において本発明とは異なっている。

前記ベイナイト組織の平均結晶粒径は５〜２０μｍである。ベイナイトの平均結晶粒径は５μｍ未満であるとベイナイトはグラニュラー状になり強度および靭性が低下する。一方、ベイナイト平均結晶粒径が２０μｍを超えて粗大になると母材靭性が不安定となる。ベイナイト組織の平均結晶粒径は、好ましくは８〜１６μｍである。

また、本発明において旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は５．０以上である。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は、本発明において重要な要件であり、５．０以上とすることにより母材靭性を安定して確保する、すなわち母材靭性を所定以上確保するとともにばらつきを抑制することができる。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は好ましくは６．０以上であり、より好ましくは６．２以上である。該平均アスペクト比の上限は特に限定されないが、通常１０程度である。

本発明の高張力鋼板は母材強度および母材靭性を安定して確保することができる。母材強度については、例えば後述する実施例に記載した要領に従って測定した引張試験において、５７０ＭＰａ以上となることが好ましい。母材靭性については、例えば後述する実施例に記載した要領に従って測定したシャルピー衝撃試験において、３本の試験片について測定したシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ_-5）の平均値および最低値がともに２００Ｊ以上であることが好ましい。

また本発明の高張力鋼板を用いて溶接を行った場合、良好な溶接性を得ることができる。例えば入熱量１５ｋＪ／ｍｍの溶接を行った場合のＨＡＺの靭性は、−５℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ_-5）で８０Ｊ以上であることが好ましく、より好ましくは１００Ｊ以上（特に１５０Ｊ以上）である。また耐溶接割れ性については、例えば後述する実施例において測定した、断面割れ率が０となるルート割れ防止予熱温度が２５℃以下となることが好ましく、より好ましくは０℃以下である。

本発明の鋼板の板厚は、例えば６ｍｍ以上（好ましくは１５ｍｍ以上、より好ましくは２０ｍｍ以上）、１００ｍｍ以下程度である。

上記した本発明の高張力鋼板を得るためには、化学成分組成を調整した鋼を通常の溶製法に従って溶製し、鋳造してスラブとした後、熱間圧延を行い所定の板厚の鋼板を得るという厚鋼板の通常の製造工程において、特に、Ａｃ₃〜１３００℃に加熱して熱間圧延を行うにあたり、熱間圧延の加熱温度Ｔ（℃）に応じた圧下率で未再結晶域圧延を実施し、圧延後の冷却速度を所定範囲に制御することが必要である。また、仕上圧延温度を比較的高温にすることも好ましい。

Ａｃ₃〜１３００℃に加熱して熱間圧延を行うにあたり、熱間圧延の加熱温度をＴ（℃）とすると、本発明ではＴ／２０−８（％）以上の圧下率で未再結晶域圧延を行うことが重要である。本発明において、未再結晶域とは、該温度域においてオーステナイト粒径：１００±１０μｍとした鋼板試験片を、歪み速度：１０／秒、相当歪：０．２の条件で圧下を加えて１０秒後に組織を凍結（例えば、水冷など）したときに、２０体積％以下が再結晶粒となる温度域を意味する。なお、この温度域は鋼板の化学組成に応じて変動するため、熱間圧延を実施する前に、各鋼板と同じ化学組成の試験片について上記操作を行って再結晶温度域を確認しておけば良い。

未再結晶域圧延での圧下率がＴ／２０−８（％）未満となると、上記した旧オーステナイト粒のアスペクト比を５．０以上確保することができず、その結果、安定的な母材靭性を確保することができない。未再結晶域圧延での好ましい圧下率は、４０％以上である。一方、該圧下率が大きくなりすぎるとフェライト変態が生じてしまうため、上限は６０％とすることが好ましい。

また、圧延後の冷却速度は０．５〜５０℃／秒とする。冷却速度が０．５℃／秒未満であるとベイナイト分率が確保できなくなり、母材強度が不十分となる。一方、冷却速度が５０℃／秒を超えると強度が過剰となり母材靭性が不安定となる。冷却速度は、好ましくは２．０〜４０℃／秒である。

本発明の製造方法においては、仕上圧延温度を高めに設定することも好ましい。上記した特許文献１、４は仕上圧延温度が比較的低温であるが、仕上圧延温度が低温であると生産性が低下するとともに、旧オーステナイト粒に歪を蓄積することになるためフェライトが生成しやすくなり母材強度が低くなり、またばらつきも起こりやすくなる。そこで、仕上圧延温度は７５０℃以上であることが好ましく、より好ましくは７７０℃以上である。仕上圧延温度の上限は、未再結晶温度域で圧延を終了できる限り特に限定されず、また化学成分組成によっても異なるが、概ね８００℃以下である。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

表１、２に示す化学組成のＡｌキルド鋼を通常の溶製法に従って溶製し、鋳造してスラブとした後、表３、４に示す条件で熱間圧延して高張力鋼板を製造した（板厚：５０ｍｍ）。なお、表１におけるＲＥＭは、Ｌａを２５％程度、Ｃｅを２５％程度含むミッシュメタルを用いた。

得られた各鋼板について、以下の要領に従って母材強度、母材靭性、組織、および溶接性（ＨＡＺ靭性、耐溶接割れ性）を測定した。

（１）母材強度の測定
得られた各鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）からＪＩＳ４号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）を測定した。

（２）母材靭性の測定
得られた各鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）からＪＩＳ４号試験片を３本採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に従って−５℃でシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ_-5）を測定した。なお、表３、４にはこれらの値の平均値および最小値をそれぞれ示した。

（３）組織評価
各鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）の圧延方向に平行な断面を鏡面研磨した試験片を、２％ナイタール液でエッチングを行い、観察視野：２００μｍ×１５０μｍの範囲を、光学顕微鏡を用いて４００倍で観察して１０視野について写真撮影をした。これら１０視野についてＭｅｄｉｃａｌ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」を用いて画像解析を行い、組織中の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比、およびベイナイト分率を測定した。この際、フェライト、擬ポリゴナルフェライト、およびＭＡ以外のラス状組織はベイナイトとみなした。

ベイナイト粒径については、各鋼板のｔ／４位置（ｔ：板厚）から試験片を切り出し、電界放出式走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ、「ＳＵＰＲＡ３５」、Ｃａｒｌ Ｚｅｉｓｓ社製）を用いて、観察倍率：６００倍、観察視野：０．０４ｍｍ²、観察箇所：５箇所の条件で観察し、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法で解析することによって算出した。ベイナイト粒径は、隣接組織との結晶方位差が１５°以上となるところを境界線として、当該境界線に囲まれる領域のサイズを抽出した。なお、ＥＢＳＤ解析にはＥＤＡＸ／ＴＳＬ社のＯＩＭシステムを用いた。

（４）溶接性の測定
（i）ＨＡＺ靭性の測定
得られた鋼板に、最高加熱温度：１４００℃、８００〜５００℃の冷却時間Ｔｃ：１２０秒の条件の熱サイクル（入熱量１５ｋＪ／ｍｍで溶接を行った場合のＨＡＺの熱履歴に相当）を与えた後、ＪＩＳ４号試験片を採取して、−５℃でシャルピー衝撃試験を行って、シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ_-5）を求めた。

（ii）耐溶接割れ性の測定
ＪＩＳ Ｚ３１５８に記載のｙ形溶接割れ試験法に基づいて、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。断面割れ率が０となる割れ停止予熱温度で耐溶接割れ性を評価した。なお、割れ停止予熱温度が５０℃以上となる場合は全て不合格であると評価し、表３、４において「−」で示した。

上記の測定結果を表３、４に示す。

試験Ｎｏ．１−１〜１−２０は、成分組成および製造条件ともに本発明の要件を満たしているため、母材強度および母材靭性に優れ、母材靭性についてはばらつきも抑制され、また溶接性も良好であった。

一方、試験Ｎｏ．２−１〜２−２１は、成分組成および製造条件のいずれかが本発明の要件を満たさなかった例である。

試験Ｎｏ．２−１はＣ量が多く、溶接性が低下した。試験Ｎｏ．２−２はＳｉ量が多く、母材靭性および溶接性が低下した。試験Ｎｏ．２−３はＭｎ量が少なく、ベイナイト分率を確保することができず、母材強度が低下した。試験Ｎｏ．２−４はＭｎ量が多く、Ｍｏ量が少なく、溶接性が低下した。試験Ｎｏ．２−５はＣｒ量が多く、Ｍｏ量が少なく、耐溶接割れ性が低下した。試験Ｎｏ．２−６はＣｒ量が少なく、ベイナイト分率を確保することができず、母材強度が低下するとともに、母材靭性にばらつきが発生し、ＨＡＺ靭性も低下した。試験Ｎｏ．２−７はＭｎ量が少なく、Ｍｏ量が多く耐溶接割れ性が低下した。試験Ｎｏ．２−８はＫＰの値が小さいため、ベイナイト分率を確保できず、強度およびＨＡＺ靭性が低下した。試験Ｎｏ．２−９は、ＫＰ値が大きいためＨＡＺ靭性が低下した。試験Ｎｏ．２−１０は、ＫＶ値が大きいためＨＡＺ靭性が低下するとともに、耐溶接割れ性も低下した。

試験Ｎｏ．２−１１はＶ量が多く、ＨＡＺ靭性、及び耐溶接割れ性が低下している。試験Ｎｏ．２−１２はＮｂ量が多くＨＡＺ靭性、及び耐溶接割れ性が低下している。試験Ｎｏ．２−１３はＣｕ量が多く、ＨＡＺ靭性が低下した。試験Ｎｏ．２−１４はＴｉ量が多かったため、ＨＡＺ靭性が低下した。

試験Ｎｏ．２−１５は、Ｂ量が多く、母材靭性と溶接性が低下した。試験Ｎｏ．２−１６は、Ｎ量が多く、母材靭性が不安定になるとともにＨＡＺ靭性が低下した。

試験Ｎｏ．２−１７は、圧延後の冷却速度が遅かったため、ベイナイト分率を確保することができず、母材靭性が低下した。試験Ｎｏ．２−１８は、圧延後の冷却速度が速かったために強度が過剰となり母材靭性が不安定となった。試験Ｎｏ２−１９は、未再結晶温度域での圧下率が小さかった例であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比が小さかったために母材靭性が不安定になった。試験Ｎｏ．２−２０は、未再結晶温度域での圧下率が大きかった例であり、フェライト変態したためにベイナイト分率が確保できず、母材強度が低下した。試験Ｎｏ．２−２１は、仕上圧延温度が低かった例であり、フェライトが多く生成したためにベイナイト分率が確保できず、強度が低下した。

Claims (5)

1. Ｃ ：０．０１〜０．０６％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、
   Ｍｎ：１．２５〜２．５％、
   Ｃｒ：０．１〜２．０％、
   Ｍｏ：０．０１〜１．５％、
   Ｖ：０．０４０％以下（０％を含む）、
   Ｎｂ：０．００１〜０．０３０％、
   Ｂ ：０．０００６〜０．００５％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、
   Ｎ ：０．００２〜０．０１０％、
   Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．０７％以下（０％を含まない）、
   Ｐ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
   下記式（１）、（２）で表されるＫＰおよびＫＶがそれぞれ２．４≦ＫＰ≦４．５、およびＫＶ≦０．０６０を満足するとともに、
   鋼組織の９０面積％以上がベイナイトであり、残部がマルテンサイトとオーステナイトよりなる混合組織（ＭＡ組織）、フェライト、擬ポリゴナルフェライトであり、
   ベイナイト組織の平均結晶粒径が５〜２０μｍであり、
   旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が５．０以上であることを特徴とする高張力鋼板。
   ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］ ・・・（１）
   ＫＶ＝［Ｖ］＋［Ｎｂ］ ・・・（２）
   （但し、［ ］は各元素の含有量（質量％）を表す。）
2. 更に、Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の高張力鋼板。
3. 更に、Ｎｉ：５．０％以下（０％を含まない）を含有する請求項１または２に記載の高張力鋼板。
4. 更に、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭよりなる群から選択される１種以上を、Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭの合計含有量が０．０１０％以下（０％を含まない）であり、Ｚｒ量が０．０２０％以下（０％を含まない）となるように含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高張力鋼板。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載の高張力鋼板を製造する方法であって、
   Ａｃ₃〜１３００℃に加熱して熱間圧延を行うにあたり、加熱温度をＴ（℃）とする時、Ｔ／２０−８（％）以上の圧下率で未再結晶域圧延を実施し、前記圧延後０．５〜５０℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする高張力鋼板の製造方法。