JP4354754B2 - 母材靭性およびｈａｚ靭性に優れた高張力鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、例えば橋梁、ペンストック、タンク、その他の大型構造物に使用される、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高張力鋼板に係り、特に母材靭性、ＨＡＺ靭性に優れた高張力鋼板に関する。

近年、特に海洋構造物等の分野においては、強度のみならず、母材靭性、ＨＡＺ靭性の更なる向上が切望されており、−４０℃でのＨＡＺ靭性に優れ、かつ母材靭性がｖＴｒｓ（遷移温度）で−１００℃以下といった極めて高い靭性を備えた７８０ＭＰａ級の高張力鋼板が要望されている。

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粒の偏平率が平均で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記載されている。また、特開２００３−１４７４７７号公報（特許文献４）には、ベイニティックフェライトのパケットサイズが１５μm 以下となるように１０００〜１２５０℃での累積圧下率が３０％以上の圧延を施す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記載されている。

特開平１１−１７２３６５号公報（特許請求の範囲） 特開２００１−２２０６４４号公報（特許請求の範囲） 特開２００１−２００３３４号公報（特許請求の範囲） 特開２００３−１４７４７７号公報（特許請求の範囲） 特開２０００−１６０２８１号公報（特許請求の範囲） 特開平６−６５６８０号公報（特許請求の範囲） 特開平５−１７１３４１号公報（特許請求の範囲）

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、従来ではｖＴｒｓが−１００℃以下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。あるいはＮｂ、Ｖ等のベイナイトブロックを粗大化させる元素の添加量が多く、低温圧延の効果が少ないため、優れた母材靭性を得ることができなかった。

一方、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、もしくは複合して添加することによって補おうとするものである。しかし、７８０ＭＰａ級の高張力鋼板においては、前記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。

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、母材靭性およびＨＡＺ靭性に優れた高張力鋼板を提供することを目的とする。

本発明は鋼成分の設計に際し、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を行うこと、さらに亀裂伝播の抵抗として作用するベイナイトブロック（結晶方位が同じであるベイニティックフェライトの束）を微細化することによって、上記課題を解決するものである。すならち、本発明鋼板は成分的には、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組織を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を主体とする組織を生成させるとともに、極低温圧延を積極的に行うことによってベイナイトブロックの微細化を図ったものである。

すなわち、本発明の高張力鋼板は、mass％で、Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、Ｍｎ：１．１０〜３．００％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．２００％以下、Ｃｕ：０．１０〜１．６０％、Ｎｉ：０．４０〜２．５０％、Ｃｒ：０．３０〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜１．１０％、Ｔｉ：０．００８超〜０．０３０％、Ｎ：０．０１００％以下を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、かつ下記式で定義されるＡＳ値およびＤＬ値がＡＳ≧３．６０、ＤＬ≦２．８０とし、さらに板厚１／４部位における組織が主としてベイニティックフェライトからなり、かつベイナイトブロックの円相当径の平均値を５μm 以下としたものである。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、また円相当径とはベイナイトブロックと同等の面積を有する円の直径をいう。なお、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。

前記組織については、ベイニティックフェライトに含まれる粗大な硬質相である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）を面積率で５％以下とすることが好ましく、さらに板厚方向における旧オーステナイトの粒界間隔の平均値を２０μm 以下とすることが好ましい。

また、前記化学成分として、さらに(1) Ｂ：０．００５０％以下、(2) Ｎｂ：０．０４０％以下、Ｖ：０．３０％以下のいずれか１種または２種、(3) Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％のいずれか１種または２種、(4) Ｈｆ：０．０５０％以下、Ｚｒ：０．１００％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、Ｃ含有量が０．０３％以下の場合は、ＡＳ≧４．２０とすることが好ましい。

本発明鋼板によれば、Ｃを極低量とし、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｕをＡＳ値が３．６０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以下となるように抑制し、特にベイナイトブロックの平均サイズを円相当径で５μm 以下としたので、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主体とする組織とすることができ、高強度ながら、母材靭性に優れ、かつ優れた溶接性を備える。

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≧３．６０）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、Ｆはフェライトを示す。同図より、本発明の鋼板では、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、好ましくは９０％以上生成するようになる。さらに、熱間圧延において、８００℃以下の累積圧下率を５０％以上とする低温圧延を行うことにより、低温圧延によるオースフォーム効果（母材強度上昇効果）に加えて、ＢＦ中のベイナイトブロックが円相当径で５μm 以下に微細化される。ベイナイトブロックの大きさは、組織中に導入された亀裂の伝播を左右し、微細なほど亀裂を伝播し難くする。このため、ベイナイトブロックが５μm 以下に微細化された、ＢＦを主体とする組織により、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、ＡＳおよびＤＬ値を所定の範囲に制御しているので、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、母材のほぼ全組織が硬さの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。なお、組織観察部位は平均的組織を示す板厚１／４部位であり、観察面は通例に従い、ＴＤ面である。

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以上の母材強を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およぴ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量を０．０１０％以上、好ましくは０．０３０％超とし、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：０．１０〜１．６０％
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、勒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％超では返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は固溶強化と析出強化によって母材強度を向上させ、またＭｏ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒほどではないが焼き入れ性を向上させる。かかる作用を効果的に発現させるには０．１０％以上、好ましくは０．５％以上、より好ましくは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１．４０％、より好ましくは１．２０％とする。

ＡＳ値：３．６０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３．６０以上、好ましくは４．００以上、より好ましくは４．２０以上となるようにＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕを添加する。特に、Ｃ量が０．０３％以下となる場合、Ｃによる強度向上作用が低下するので、ＡＳ≧４．２０とすることが好ましい。

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（０％を含まない）。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０．０１０％以上、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。しかし、Ｎ量の増加は母材靭性、ＨＡＺ靭性に悪影響を与えるため、その上限を０．０１００％とする。好ましくは０．００２０％以上、０．００８０％以下である。

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、高強度を確保するために有効であり、焼き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以下となるように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を微細化し、さらに低温圧延によってベイナイトブロックを５μm 以下にすることによって、ｖＴｒｓが−１００℃以下の母村靭性と良好なＨＡＺ靭性とを兼ね備えることができる。

Ｔｉ：０．００８超〜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０．００８％以下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量を０．００８％超、好ましくは０．０１０％以上とし、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、Ｍｇのいずれか１種または２種、(4) 下記範囲のＺｒ、Ｈｆ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：０．０４０％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０．０４０％、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き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％、好ましくは０．０５％、より好ましくは０．０４％とする。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％
Ｃａ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。一方、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靭性を向上させる効果を有する。Ｃａ０．０００５％未満、Ｍｇ０．０００１％未満では、このような効果は過小であり、一方Ｃａ．００５０％超、Ｍｇ０．００５０％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、Ｃａ量の下限を０．０００５％とし、その上限を０．００５０％、好ましくは０．００３０％とする。また、Ｍｇ量の下限を０．０００１％とし、その上限を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。

次に、本発明鋼板のミクロ組織を製造方法と共に説明する。
本発明の高張力鋼板は、典型的には前記成分の鋼片を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、熱間圧延終了後、一般的な冷却速度である０．０５〜５０℃／ｓ程度で冷却することによって製造される。本発明の成分系では、熱間圧延後の冷却速度が高速から低速に渡り、板厚１／４部位における組織においてベイニティックフェライトが面積％で８５％以上、好ましくは９０％以上を含み、残部がほぼグラニュラ・ベイニティックフェライトおよびＭＡで形成された高強度、高靭性組織が得られる。

前記ベイニティックフェライトやグラニュラ・ベイニティックフェライトの界面には粗大な硬質のＭＡが生成する場合がある。ＭＡは粗大な硬質相であるため、亀裂発生の起点となり、母材靭性を劣化させるので、面積率で５％以下に止めることが好ましい。ＭＡを低減するには、熱間圧延後の冷却速度を前記範囲内で高く設定すればよい。

また、オーステナイト粒を微細化することによって母材靭性をより向上させることができ、旧オーステナイトの板厚方向の粒界間隔の平均値を２０μm 以下、好ましくは１５μm 以下にすることが望ましい。オーステナイト粒を微細化するには、鋼片加熱温度をできるだけ低温域に設定すればよい。

本発明鋼板は、熱延後に焼き戻し熱処理が不要な非調質鋼板であるが、必要により上記冷却後、さらに３００℃以上、８００℃未満の温度域に再加熱保持する焼き戻し熱処理を行うことによって、母材の靭性をさらに改善すると共に耐力を向上させることができる。前記焼き戻し処理を行った場合でも、前記ベイニティックフェライト主体の組織に変化はない。

本発明の鋼板は、上記のとおり、熱間圧延において所定の成分系の鋼片に対して低温圧延を積極的に行うので、圧延後の冷却速度にかかわらず、ベイナイトブロックの平均サイズが円相当径で５μm 以下であるベイニティックフェライトを主体とした組織が得られる。このため、比較的厚い鋼板、例えば板厚が５０ｍｍ以上のものでも７８０ＭＰａ以上の強度を有しながら、良好な母材靭性、ＨＡＺ靭性、耐低温割れ性を有するものとなる。
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。

下記表１〜表３に示す鋼を常法により溶製し、その溶湯を鋳造して得られたスラブ（厚さ２５０mm）を表４〜６に示す加熱温度にて加熱した後、同表に示す条件にて熱間圧延を行い、仕上圧延温度（ＦＲＴ）にて熱間圧延を終了し、同表に示す冷却速度（ＣＲ）にて冷却した。また、一部の試料については、冷却後、同表に示す焼戻温度にて１５min 程度保持する焼き戻し熱処理を行った。

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、ベイニティックフェライトを主体とし、残部がほぼグラニュラ・ベイニティックフェライトであって、ベイニティックフェライトやグラニュラ・ベイニティックフェライトの界面にＭＡが生成した組織となっていた。また、ベイニティックフェライトおよびＭＡの面積分率を測定するため、組織観察試験片をナイタール腐食後、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、ベイニティックフェライトおよびＭＡの面積率を求めた。なお、本実施例におけるベイニティックフェライト面積率の値はその界面に形成されたＭＡの面積率も含んだ値である。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は、その形態が前者は針状ないし柱状であり、一方後者は塊状であり、形態が異なるため判別することができる。また、ＥＢＳＰ（Electron Backscatter Diffraction Pattern）によりベイナイトブロックを観察し、撮影した画像を用いてベイナイトブロックの円相当径の平均値を前記画像解析ソフトにより求めた。また、旧オーステナイトの板厚方向の粒界間隔は、撮影した画像から切断法によりその平均値を求めた。これらの測定結果を表４〜６に併せて示す。

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、引張強さを測定した。また、衝撃試験は各鋼板の板厚１／４部位から採取したＪＩＳ４号試験片を用いてシャルピー衝撃試験を行い、脆性破面率を求めた。

さらに、引張強さが７８０ＭＰａ以上、母材靭性がｖＴｒｓ＝−１００℃以下のものを合格として、合格基準に達した試料の全てと、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、これによって評価した。図中、１は鋼板、２は溶接金属部であり、試験片採取部位３は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４〜表６に併せて示す。また、ＡＳ値と強度との関係を図３に、８００℃以下の累積圧下率と母材靭性（遷移温度ｖＴｒｓ）との関係を図４に示す。図中、プロットの添え字は試料No. を示す。なお、煩雑さを避けるため、図３では発明範囲外の例は比較例のうちＡＳ値外の個々の成分が本発明範囲内のものを、発明範囲内の例は発明例（８００℃以下の累積圧下率が５０％以上のもの）から適宜選んだ。図４ではＡＳ値が３．６未満および３．６以上のグループに分けて示し、ＡＳ値が３．６以上のグループのうち累積圧下率が５０％以上の例は発明例から適宜選んだ。

図３より、ＡＳ値を３．６０以上、８００℃以下の累積圧下率を５０％以上にすることによって、引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られ、さらにＡＳ値を４．００以上とすることによって８００ＭＰａ以上の高強度となることがわかる。一方、図４より、ＡＳ値を３．６０以上、８００℃以下の累積圧下率を５０％以上にすることによって、ｖＴｒｓ＝−１００℃以下の優れた母材靭性が得られることがわかる。

また、表４〜表６より、発明例は、母材靭性についてはｖＴｒｓがすべて−１００℃以下であり、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。
また、発明例において、Ｂを０．０００５％以上添加したものは１５ｋＪ／ｍｍの超大入熱溶接を行った場合においても、常に１５０Ｊ以上の優れたＨＡＺ靭性が得られることが確認された。

一方、合金組成（ＡＳ値、ＤＬ値を含む。）が発明範囲を外れる比較例は、表６に示すように、引張強さが７８０ＭＰａ未満となったり、母材靭性が−１００℃より高くなり、合格レベルに達しなかった。また、合金組成が発明範囲内であっても、製造条件が不適切で、８００℃以下の累積圧下率が５０％に達しなかったNo. ７３は、やはり母材靭性が劣化した。

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ＡＳ値と引張強さとの関係を示すグラフである。 実施例における８００℃以下の累積圧下率と母材靭性（遷移温度：ｖＴｒｓ）との関係を示すグラフである。

Claims (8)

1. mass％で、
   Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、
   Ｍｎ：１．１０〜３．００％、
   Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
   Ｐ：０．０３０％以下、
   Ｓ：０．０１０％以下、
   Ａｌ：０．２００％以下、
   Ｃｕ：０．１０〜１．６０％、
   Ｎｉ：０．４０〜２．５０％、
   Ｃｒ：０．３０〜２．００％、
   Ｍｏ：０．１０〜１．１０％、
   Ｔｉ：０．００８超〜０．０３０％、
   Ｎ：０．０１００％以下
   を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、かつ下記式で定義されるＡＳ値およびＤＬ値がＡＳ≧３．６０、ＤＬ≦２．８０であり、板厚１／４部位における組織が主としてベイニティックフェライトからなり、かつベイナイトブロックの円相当径の平均値が５μm 以下であることを特徴とする母材靭性およびＨＡＺ靭性に優れた高張力鋼板。
   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。
2. 前記組織において、さらにベイニティックフェライト中に含まれるＭＡが面積率で５％以下である、請求項１に記載した高張力鋼板。
3. 前記組織において、さらに板厚方向における旧オーステナイトの粒界間隔の平均値が１５μm 以下である、請求項１または２に記載した高張力鋼板。
4. 前記成分として、さらにＢ：０．００５０％以下を含有する請求項１から３のいずれか１項に記載した高張力鋼板。
5. 前記成分として、さらに
   Ｎｂ：０．０４０％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４のいずれか１項に記載した高張力鋼板。
6. 前記成分として、さらに
   Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
   Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％
   のいずれか１種または２種を含有する請求項１から５のいずれか１項に記載した高張力鋼板。
7. 前記成分として、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項に記載した高張力鋼板。
8. 前記成分において、Ｃ：０．０３％以下のとき、ＡＳ≧４．２０である請求項１から７のいずれか１項に記載した高張力鋼板。

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