JP6237681B2

JP6237681B2 - 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板

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Publication number: JP6237681B2
Application number: JP2015062124A
Authority: JP
Inventors: 章夫大森; 隆男赤塚
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2015-03-25
Filing date: 2015-03-25
Publication date: 2017-11-29
Anticipated expiration: 2035-03-25
Also published as: JP2016180163A

Description

本発明は、土木、建築などの建築構造用として好適な高張力鋼板に係り、とくに入熱１５〜１０００ｋＪ／ｃｍの広範囲の溶接条件においても、溶接熱影響部靭性に優れ、また、母材靭性が−４０℃以下のシャルピー破面遷移温度を有する低降伏比高張力鋼板に関する。ここでいう「低降伏比高張力鋼板」は、降伏強さ４４０ＭＰａ以上、引張強さ５９０ＭＰａ以上で、降伏比７５％以下の鋼板をいうものとする。

近年、鋼構造物の大型化に伴い、鋼材の高強度化が進められている。例えば、建築構造用鋼板は、従来の引張強さ４９０ＭＰａ級鋼から５５０ＭＰａ級鋼、さらに５９０ＭＰａ級鋼へと高強度化が進み、近年７８０ＭＰａ級鋼も本格的に使用され始めている。また、建築構造物では、大地震時の破壊防止のために耐震性の向上が求められ、鋼材自体の塑性変形能確保のために、引張強さ５９０ＭＰａ級以下の鋼では降伏比を８０％以下、引張強さ７８０ＭＰａ級鋼では降伏比を８５％以下とすることが要求されている。鋼構造物の塑性変形能を確保し、より高い安全性を実現するためには、この要求値よりもさらに低い降伏比を有する塑性変形性能に優れた鋼材が望ましい。引張強さ４９０ＭＰａ級の建築構造用鋼では現在でも７５％以下の低降伏比を確保することは比較的容易であるが、５９０ＭＰａ級鋼で降伏比７５％以下、あるいは７８０ＭＰａ級鋼で降伏比８０％以下を安定して確保することは従来の技術では難しい。

また、母材靭性については、万一溶接部で延性き裂あるいは脆性破壊が発生した場合でも、破壊が拡大して構造物に致命的なダメージを与えることを防ぐため、例えばシャルピー衝撃試験での破面遷移温度が−４０℃以下といった、溶接部よりも格段に優れた靭性を有することが要求される。

一方、溶接構造物の施工能率向上と施工コストの低減の観点から溶接効率の向上が求められ、大入熱溶接の適用範囲が拡大している。例えば、高層建築物に用いられるボックス柱では、サブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接などの溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような超大入熱溶接が適用されている。そして、このような大入熱溶接継手部においても、高い靱性が要求されるようになっている。例えば、ボックス柱の溶接部や柱−梁接合部において、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが、重要な部位では少なくとも４７Ｊ以上、その他の部位でも２７Ｊ以上といった靱性が必要とされている。

一般に、鋼材に大入熱溶接を適用した際に最も靱性が低下する部位は、溶接熱影響部（以下ＨＡＺともいう）のうち、溶融線近傍のボンド部と呼ばれる領域である。ボンド部では、大入熱溶接時に融点に近い高温にさらされて、オーステナイト粒が粗大化しやすく、さらに引き続く冷却の際に、上部ベイナイト組織や島状マルテンサイト（以下ＭＡともいう）などの低靭性の組織がオーステナイト粒内に生成しやすい。このようなＨＡＺは、旧オーステナイト粒が粗大化していることから、粗粒ＨＡＺ（ＣｏａｒｓｅｇｒａｉｎＨＡＺ：ＣＧＨＡＺ）と呼ばれている。

一方、小入熱多パス溶接時のボンド部では、後続パスにより再加熱され、２相域まで再加熱される領域（Ｉｎｔｅｒ−ｃｒｉｔｉｃａｌｌｙｒｅｈｅａｔｅｄＣＧＨＡＺ：ＩＣＣＧＨＡＺ）が存在する。このような領域では、島状マルテンサイトが生成しやすく、靱性が低下する。

引張強さが５９０ＭＰａ以上の高張力鋼では、強度確保のために合金を多量に添加することが多い。このため、このような鋼板では、降伏比は上昇し、また大入熱溶接のボンド部や小入熱溶接での２相域再加熱ＨＡＺ（ＩＣＣＧＨＡＺ）では靭性が低下する傾向にある。また、このような鋼板の仮付け溶接や吊り工具の溶接、あるいは拘束度の高い溶接部などにおいては、低温割れの発生を防止するために予熱が必要となる場合がある。このため、低温割れ感受性指数（Ｐ_ＣＭ）の低い耐溶接割れ性（耐溶接硬化）に優れた高張力鋼板の開発が要望されている。

引張強さ５５０ＭＰａ以下の鋼のＨＡＺ靱性向上に対しては、例えば特許文献１〜３に開示されているように、鋼中に微細な介在物・析出物を分散させて、オーステナイト粒の粗大化を防止するとともに、粒内フェライトの核生成サイトとして機能させて旧オーステナイト粒内組織の微細化を図る技術が普及している。しかしながら、これらはＨＡＺにおいてフェライトが生成するような比較的焼入性の低い引張強さ５５０ＭＰａ以下の鋼に関する技術であり、引張強さ５９０ＭＰａ以上の高張力鋼に適用することは難しい。

特許文献４には、引張強さ４９０ＭＰａ以上の鋼に関して、質量％で、Ｃを０．０３％以下に制限することによってＨＡＺでのＭＡ生成を抑えることによってＣＧＨＡＺおよびＩＣＣＧＨＡＺの靭性を向上する技術が開示されている。

特許文献５には、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．０９％の鋼に、Ｍｏを０．３０〜０．６０％添加して、引張強さ５９０ＭＰａ以上の母材強度を確保するとともに、大入熱溶接ＨＡＺ組織をベイナイト単相化し、さらに、Ｓｉ、Ｐを低減することによって、大入熱溶接部のＣＧＨＡＺおよびＩＣＣＧＨＡＺ靭性を向上する技術が開示されている。この技術によれば、溶接熱影響部靭性と耐溶接割れ性に優れた高強度厚鋼板を、介在物・析出物の微細分散制御など高度な製鋼技術を用いることなく、スラブ表面性状を損ねる元素を添加することもなく、大量生産に適した形で安価に得ることが可能である。エレクトロスラグ溶接部など大入熱溶接ＨＡＺやＩＣＣＧＨＡＺにおいても、０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ以上の靭性を安定して得ることができる。

特開昭６０−１５２６２６号公報特開昭５７−５１２４３号公報特開２００５−６８５１９号公報特開２０００−３４５２８２号公報特開２０１１−２０８２１３号公報

しかしながら、特許文献４に記載された技術では、Ｃ量が０．０３％以下のような極低Ｃ鋼で引張強さ５９０ＭＰａ級以上の高張力鋼を得るためには、ミクロ組織をベイナイトやマルテンサイトなど硬く均一な組織にする必要があり、高強度と降伏比７５％以下を両立することが難しい。

また、特許文献５に記載された技術では、引張強さ５９０ＭＰａ級以上の高張力鋼の低降伏比とＨＡＺ靭性を両立することは難しい。高張力鋼の降伏比を７５％以下とすることは難しく、また、大入熱溶接部のＣＧＨＡＺやＩＣＣＧＨＡＺの靭性において、０℃以下の温度で７０Ｊ以上のシャルピー吸収エネルギーを安定して得ることは困難である。

本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、建築構造用鋼として好適な引張強さ５９０ＭＰａ以上の高強度と７５％以下の低降伏比を両立し、かつ、溶接熱影響部靭性に優れ、低温割れ感受性指数（Ｐ_ＣＭ）が小さい鋼板を、スラブ表面性状を損ねる元素を多量に添加することなく、大量生産に適した形で安価に得ることを目的とする。

本発明でいう「溶接熱影響部靭性に優れた」とは、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接におけるＣＧＨＡＺを含むボンド部付近と、入熱量２０〜５０ｋＪ／ｃｍの小入熱多層溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺを含むボンド付近の両方において、シャルピー衝撃試験の−２０℃における吸収エネルギー（ｖＥ−２０）が平均７０Ｊ以上を示す場合をいうものとする。

引張強度５９０ＭＰａ以上の高張力鋼のＨＡＺ脆化の主要な原因の一つであるＭＡ生成を抑制するため、Ｃを０．０２５％以下の極低Ｃ領域まで低減した。それに加えてＳｉおよびＰを同時に低減することによって、超大入熱溶接のＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺでのＭＡ生成はほとんど認められなくなり、優れたＨＡＺ靱性が達成できる。

そして、スラブ割れを助長するＣｕ、Ｎｉ等の元素をできるだけ添加せず、ＭｏやＷの添加により焼入性を高めて鋼材強度を確保することとした。Ｃｕ、Ｎｉの低減はフェライト中のＣ固溶限を高めることを通じて未変態オーステナイト中のＣ濃化を低減し、ＭＡ生成抑制にも寄与する。これらの成分設計により、小入熱から大入熱までの広範囲の溶接条件での溶接熱影響部において、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが平均７０Ｊ以上の靭性を安定して確保することができる。

一方、降伏比を下げるためには、応力集中による局所的な降伏により降伏強さを低下したり、加工硬化を促進して引張強さを増加したりする必要があり、均一な組織よりも硬さの異なる複数の組織からなる複相組織が望ましい。引張強さ５９０ＭＰａ以上の鋼の複相組織として、ベイナイト中に軟質のフェライトが分散した組織、ベイナイト中に硬質のＭＡが分散した組織、焼戻しマルテンサイト中に硬質の炭化物を分散させた組織などが考えられる。しかしながら、極低Ｃ鋼ではＭＡや炭化物などの硬質相を分散させることは難しく、軟質相であるフェライトの生成は強度低下につながり高強度化が難しい。

そこで、極低Ｃ鋼において７５％以下の低降伏比を実現するために、極低Ｃのベイナイト組織またはマルテンサイト組織中に分散する硬質相としてＴｉＮに着目した。通常、ＴｉＮはＨＡＺの結晶粒粗大化を防いでＨＡＺ靭性を向上するために利用され、できるだけ微細な粒子を多数分散するようにＴｉおよびＮの添加量を適正化し、Ｔｉ／Ｎを低い値に制御していた。一方、母材靭性を損ねない範囲で、できるだけＴｉおよびＮの添加量を多くすることによってＴｉＮの体積率を増加させて、さらに、ＴｉＮが粗大化しやすいようにＴｉ／Ｎの値を高くする、すなわちＮに対してＴｉを過剰に添加することにより、低降伏比化できることを見出した。

極低Ｃ鋼に最適なＴｉＮを分散させることにより、引張強さ５９０ＭＰａ以上の鋼で、低降伏比化することができ、かつ、極低Ｃ化によるＭＡ低減によって、粗大なＴｉＮが分散した場合でもＨＡＺ靭性を向上させることができる。すなわち、引張強さ５９０ＭＰａ以上と降伏比７５％以下を両立し、かつ優れた溶接熱影響部靭性を有する低降伏比高張力鋼板とすることができる。

本発明は、上記した知見にさらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は以下の通りである。
[１]質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．０７％、Ｍｎ：０．５０〜２．０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．０２５〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５％以下（０％を含む）、Ｖ：０．００８％以下（０％を含む）、Ｂ：０．００２５〜０．００５５％、Ｎ：０．００４０〜０．００８０％、を含有し、Ｔｉ量とＮ量の比であるＴｉ／Ｎが下記式（１）を満たし、かつ、Ｍｏ：０．１０〜０．８０％、Ｗ：０．１０〜１．２０％のうち１種または２種を下記式（２）を満たすように含有し、かつ、下記式（３）で表される炭素当量Ｃｅｑを０．３３〜０．６３、下記式（４）で表される溶接割れ感受性指数Ｐ_ＣＭを０．２２以下とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。
４．０≦Ｔｉ／Ｎ≦１２．０・・・（１）
Ｍｏ＋Ｗ／２≧０．３０・・・（２）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５・・・（３）
Ｐ_ＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・（４）
なお、上記各式中の元素記号は各元素の質量％を表し、含有されない元素は０とする。
[２]さらに、質量％で、Ｃｒ：１．５％以下を含有することを特徴とする上記［１］に記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。
[３]さらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下の中から選ばれる１種または２種を、下記式（５）を満たすように含有することを特徴とする上記［１］または［２］に記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。
Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦２．０％・・・（５）
なお、上記各式中の元素記号は各元素の質量％を表し、含有されない元素は０とする。
[４]さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％、Ｍｇ：０．００１０〜０．００３０の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする上記［１］〜［３］のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。

本発明によれば、建築構造用として好適な、降伏強さ４４０ＭＰａ以上、引張強さ５９０ＭＰａ以上、降伏比７５％以下、母材靭性が−４０℃以下のシャルピー破面遷移温度を有し、さらに入熱量４００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接部および２０〜５０ｋＪ／ｃｍの小入熱多パス溶接部において、−２０℃で７０Ｊ以上のシャルピー吸収エネルギーを有し、さらに耐溶接割れ性に優れた低Ｐ_ＣＭ成分の低降伏比高張力鋼板を安価に大量生産することが可能になるという産業上格段の効果を奏する。また、本発明は、鋼構造物の大型化や、鋼構造物の耐震性の向上、施工効率の向上などに大きく寄与するという効果もある。

実施例で用いた溶接継手試験片の開先形状を示す図である（エレクトロスラグ溶接）。実施例で用いたＶノッチシャルピー衝撃試験片の採取位置を示す図である（エレクトロスラグ溶接）。実施例で用いた溶接継手試験片の開先形状を示す図である（多層ＣＯ_２溶接）。実施例で用いたＶノッチシャルピー衝撃試験片の採取位置を示す図である（多層ＣＯ_２溶接）。

以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。

まず、本発明の高張力鋼板の成分組成を限定理由を説明する。なお、とくに断らない限り、成分組成の％は、すべて質量％を意味する。

Ｃ：０．００３〜０．０２５％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保するのに有用な元素であるが、ＨＡＺ靭性を低下させるＭＡの生成を防ぐためには、０．０２５％以下まで低減する必要がある。一方、０．００３％未満では、母材引張強度が低下して降伏比が上昇するとともに、粒界強度の低下から粒界割れを誘発し、母材およびＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｃ量は０．００３〜０．０２５％の範囲とする。なお、母材強度と母材靭性およびＨＡＺ靭性の観点から、好ましくは０．００５〜０．０２０％の範囲である。

Ｓｉ：０．０１〜０．０７％
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、母材強度を高める元素であり、０．０１％以上の含有を必要とする。一方、０．０７％を超えて含有すると、セメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）の生成を抑制して、ＭＡの生成を促す効果があり、ＨＡＺ靭性が著しく低下するため、Ｓｉ量は０．０１〜０．０７％の範囲に限定する。なお、母材強度とＨＡＺ靭性の観点から、好ましくは、０．０２〜０．０５％の範囲である。

Ｍｎ：０．５０〜２．０％
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、本発明では、引張強さ５９０ＭＰａ以上を確保するために、０．５０％以上の含有を必要とする。一方、２．０％を超えて含有すると、凝固時の中央偏析部への濃化が著しくなり、スラブ欠陥の生成や溶接熱影響による硬化部の低温割れ、母材およびＨＡＺ靱性の著しい劣化などの原因となる。このため、Ｍｎ量は０．５０〜２．０％の範囲に限定する。なお、母材強度とスラブ欠陥や低温割れ、ＨＡＺ靭性の観点から、好ましくは、０．７０〜１．８％の範囲である。

Ｐ：０．００８％以下
Ｐは、ＭＡの生成を助長するとともに、粒界強度を低下させる元素であり、母材およびＨＡＺ靱性を向上するためにできるだけ低減することが望ましい。特に、Ｐを０．００８％以下とすることによって、ＭＡの生成が著しく抑制され、ＨＡＺ靭性が顕著に向上するため、Ｐ量は０．００８％以下に限定する。なお、母材靭性およびＨＡＺ靭性の観点から、好ましくは、０．００５％以下である。

Ｓ：０．００２％以下
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは圧延により伸長し、特にシャルピー衝撃試験における板厚方向（Ｚ方向）の吸収エネルギーを顕著に低下させる。エレクトロスラグ溶接継手のシャルピー試験は、Ｚ方向に試験片を採取するので、吸収エネルギーを向上するためには、ＭｎＳをできるだけ低減することが必要である。また、Ｓは粒界に偏析して粒界強度を低下させるため、母材靭性およびＨＡＺ靭性の低下の原因にもなる。Ｓを０．００２％以下まで低減すれば、Ｓによる靭性低下はほとんど認められなくなるため、Ｓ量は０．００２％以下に限定する。なお、母材靭性およびＨＡＺ靭性の観点から、好ましくは、０．００１％以下である。

Ａｌ：０．００５〜０．０６０％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる元素である。また、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、Ｎによる靭性低下や割れ発生を抑える効果も有する。このような効果は０．００５％以上の含有で認められるが、０．０６０％を超えて含有すると、母材の靱性が低下するとともに、ＭＡの生成が促進されてＨＡＺ靭性が劣化し、さらに、溶接時に溶接金属に混入して靱性を劣化させる。このため、Ａｌ量は０．００５〜０．０６０％の範囲に限定する。なお、母材靭性および溶接部靭性の観点から、好ましくは、０．０１０〜０．０４５％の範囲である。より好ましくは、０．０１５〜０．０４０％の範囲である。

Ｔｉ：０．０２５〜０．０６０％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強く、凝固時に高い硬さを有するＴｉＮとして晶出する元素である。ＴｉＮが鋼中に分散することによって、変形時に局所的な降伏を誘発することや、加工硬化を促進することによって降伏比を低下する効果がある。また、鋼中に分散したＴｉＮがベイナイト変態核として作用して、母材およびＨＡＺ靭性の改善に寄与する効果もある。このような効果を得るためにはできるだけ多量のＴｉＮを分散する必要があり、０．０２５％以上の含有を必要とする。一方、０．０６０％を超えて添加すると、過剰なＴｉが鋼中の固溶Ｃと結合して炭化物を形成し、極低Ｃ鋼の粒界強度を著しく低下させて、母材およびＨＡＺ靭性が低下する。このため、Ｔｉ量は０．０２５〜０．０６０％の範囲に限定する。なお、降伏比と母材靭性およびＨＡＺ靭性の観点から、好ましくは、０．０３０〜０．０５０％の範囲である。

Ｎｂ：０．００５％以下（０％を含む）
Ｎｂは、炭窒化物を形成する元素である。本発明のような極低Ｃ鋼のＨＡＺ中にＮｂ炭窒化物が析出すると粒界脆化が著しくなるため、できるだけ含有量を低減することが望ましい。意図的には添加しない場合にも原料となるスクラップなどから混入し、不純物として鋼中に含有されることがある。Ｎｂは、０．００５％を超える含有によりＨＡＺ靭性を顕著に劣化させるため、Ｎｂ量は０．００５％以下に限定する。なお、ＨＡＺ靭性の観点から、好ましくは、Ｎｂ量は０．００３％以下であり、完全に０％とすることが最も好ましい。

Ｖ：０．００８％以下（０％を含む）、
Ｖは、Ｎｂと同様に炭窒化物を形成する元素である。Ｎｂと同様に極低Ｃ鋼のＨＡＺ中にＶ炭窒化物が析出すると粒界脆化が著しくなるため、できるだけ含有量を低減することが望ましい。意図的には添加しない場合にも不純物として鋼中に含有されることがある。０．００８％を超える含有によりＨＡＺ靭性の顕著な劣化が認められるため、Ｖ量は０．００８％以下に限定する。なお、ＨＡＺ靭性の観点から、好ましくは、０．００５％以下であり、完全に０％とすることが最も好ましい。

Ｂ：０．００２５〜０．００５５％
Ｂは、微量の添加で焼入性を高める元素であり、母材強度および靭性向上に寄与する。さらに、溶接の際に高温に加熱されるＣＧＨＡＺやＩＣＣＧＨＡＺにおいて、ＴｉＮが溶解して発生した固溶Ｎと結合してＢＮを形成し、固溶Ｎの発生による脆化を防ぐ効果を有する。また、極低Ｃ鋼の粒界脆化を防ぐ効果も有する。これらの効果を発揮するためには、０．００２５％以上が必要であるが、０．００５５％を超えると母材およびＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｂ量は０．００２５〜０．００５５％の範囲に限定する。なお、母材強度と母材靭性およびＨＡＺ靭性の観点から、好ましくは、０．００３０〜０．００５０％の範囲である。

Ｎ：０．００４０〜０．００８０％
Ｎは、ＴｉＮを形成して極低Ｃ鋼の低降伏比化を実現するために必須の元素である。また、ＴｉＮがベイナイト変態核として作用して、母材およびＨＡＺ靭性の改善に寄与する効果もある。このような効果を得るための十分な量のＴｉＮを得るため、０．００４０％以上のＮを含有する必要がある。一方、０．００８０％を超えて含有した場合、母材靭性が低下するとともに、溶接の際に高温に加熱されるＣＧＨＡＺやＩＣＣＧＨＡＺでは、ＴｉＮが溶解して固溶Ｎが発生し、ＨＡＺ靱性が劣化する。したがって、Ｎ量は０．００４０〜０．００８０％の範囲に限定する。なお、降伏比と母材靭性およびＨＡＺ靭性の観点から、好ましくは、０．００５０〜０．００７０％の範囲である。

４．０≦Ｔｉ／Ｎ≦１２．０
鋼中でのＴｉＮ分散による低降伏比化の効果を高めるためには、ＴｉＮを粗大化することが望ましい。Ｔｉ量とＮ量の比であるＴｉ／Ｎの値が４．０未満ではＴｉＮが微細すぎるため、降伏比を低下させる効果が小さい。一方、Ｔｉ／Ｎの値が１２．０を超えると過剰なＴｉにより母材およびＨＡＺ靭性が劣化するため、Ｔｉ／Ｎの値を４．０〜１２．０の範囲に限定する。なお、降伏比と母材靭性およびＨＡＺ靭性の観点から、好ましくは５．０〜８．０の範囲である。

Ｍｏ：０．１０〜０．８０％、Ｗ：０．１０％〜１．２０％のうち１種または２種をＭｏ＋Ｗ／２≧０．３０を満足するように含有
Ｍｏは、本発明において、強度確保のため必要な重要元素である。また、粒界フェライトの生成を抑制して母材およびＨＡＺの組織をベイナイト組織主体とする作用を有し、強度確保および母材およびＨＡＺ靭性の向上に寄与する。さらに、焼戻し脆化を抑制する元素としても知られており、極低Ｃ鋼のベイナイト組織またはマルテンサイト組織において旧オーステナイト粒界の脆化を起こさずに高強度化を達成するのに適した元素である。このような効果を得るためには、０．１０％以上含有することが必要である。一方、０．８０％を超えると耐溶接割れ性が低下したり、母材およびＨＡＺ靭性が低下するので、Ｍｏ量は０．１０〜０．８０％の範囲に限定する。なお、母材強度と母材靭性およびＨＡＺ靭性の観点から、好ましくは、０．３０〜０．６０％の範囲である。

Ｗは、Ｍｏと同様の効果を有し、母材およびＨＡＺ靭性の低下や、スラブ表面品質などの問題を起こさずに高強度化および靭性向上を達成するために適した元素である。このような効果を発揮するためには、０．１０％以上含有する必要がある。一方、１．２０％を超えると耐溶接割れ性が低下したり、母材およびＨＡＺ靭性が低下するので、Ｗ量は０．１０〜１．２０％の範囲に限定する。なお、母材強度と母材靭性およびＨＡＺ靭性の観点から、好ましくは、０．３０〜０．８０％の範囲である。

ＭｏとＷは同様の効果を有する元素なので、組み合わせて利用することができる。Ｍｏ＋Ｗ／２の値が０．３０以上であれば上記の効果を得ることができるため、Ｍｏ＋Ｗ／２の値を０．３０以上に限定する。なお、母材強度と母材靭性およびＨＡＺ靭性の観点から、より好ましくは０．３８以上である。

本発明では、母材強度と母材靭性およびＨＡＺ靭性確保の観点から、連鋳スラブの表面性状を劣化させるＣｕ、Ｎｉなどの合金元素に代えて、主としてＭｏおよびＷを用いる。このため、スラブ表面性状を損ねる元素を多量に添加することなく、大量生産に適した形で安価に高張力鋼板を得ることができる。

炭素当量Ｃｅｑ：０．３３〜０．６３
母材および溶接継手において、５９０ＭＰａ以上の強度を確保するためには、Ｃｅｑを０．３３以上とする必要があるが、０．６３を超えると溶接性が低下し、母材およびＨＡＺ靱性が低下するため、炭素当量Ｃｅｑは０．３３〜０．６３の範囲に限定する。
なお、本発明では、炭素当量Ｃｅｑは、下記式で定義する。なお、下記式中の元素記号は各元素の質量％を表し、含有されない元素は０とする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
溶接割れ感受性指数Ｐ_ＣＭ：０．２２以下
予熱を省略または予熱温度を低減するには、低温割れ感受性指数(PCM)の低い化学組成にすることによって耐溶接割れ性（または耐溶接硬化性）を向上する必要がある。ソリッドワイヤを用いたＣＯ_２溶接において、板厚５０ｍｍ程度以上の厚肉材でも室温でほぼ予熱を必要としない溶接性を確保するため、溶接割れ感受性指数Ｐ_ＣＭは０．２２以下に限定する。なお、本発明では、溶接割れ感受性指数Ｐ_ＣＭは、下記式で定義する。なお、下記式中の元素記号は各元素の質量％を表し、含有されない元素は０とする。
Ｐ_ＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
上記した成分組成以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、例えば、Ｏ：０．００３０％以下が許容できる。

さらに材質を改善する目的で、これらの基本成分組成に加えて、選択元素として、さらにＣｒ：１．５％以下を選択元素として含有してもよい。

Ｃｒは、スラブ表面性状や中央偏析部に及ぼす悪影響が少なく、超大入熱溶接におけるＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺの靭性の劣化も少ない元素であり、母材およびＨＡＺの強度調整のため必要に応じて添加できる。強度を上昇させる効果を得るには０．１％以上の含有が好ましい。しかし、Ｃｒを１．５％を超えて含有すると溶接性が低下したり母材およびＨＡＺ靭性が低下するため、Ｃｒ量は１．５％以下の範囲に限定する。

さらに、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下の中から選ばれる１種または２種をＭｎ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦２．０％を満たすように選択元素として含有してもよい。

Ｃｕ、Ｎｉは、鋼材の強度や靭性を向上させる元素である。このような効果を得るために添加する場合には、それぞれ、Ｃｕ：０．１０％以上、Ｎｉ：０．０５％以上含有することが好ましい。しかし、Ｃｕ、Ｎｉは連鋳スラブの表面性状を劣化させたり、中央偏析部の硬さの上昇による割れ発生や靭性低下、あるいはスラブ内部欠陥の増加などの問題を引き起こす場合がある。また、オーステナイト形成元素であるＣｕ、Ｎｉは、ＭＡ生成を促進してＨＡＺ靱性を劣化させる。このため、Ｃｕ、Ｎｉを含有する場合には、Ｃｕ量は１．０％以下、Ｎｉ量は１．５％以下とする。好ましくは、Ｃｕ量は０．３％以下、Ｎｉ量は０．５％以下である。さらに、Ｃｕ量とＮｉ量は、Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦２．０％を満たすように含有する。オーステナイト形成元素であるＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉなどの元素は、未変態オーステナイト中のＣ濃化を増加し、超大入熱溶接におけるＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺのＭＡ生成を促進してＨＡＺ靱性を劣化させる。このため、本発明では、含有するＭｎ量とＣｕ量とＮｉ量が上記式を満たすように、Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｎｉを２．０％以下に限定する。

さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％、Ｍｇ：０．００１０〜０．００３０％の中から選ばれる１種以上を、選択元素として含有してもよい。

Ｃａ、ＲＥＭおよびＭｇは、硫化物の形態制御を介して鋼の延性向上に寄与する元素である。これらの元素の硫化物または酸化物粒子は、ＭｎＳと複合して溶接時にフェライトまたはベイナイト変態核として作用し、ＨＡＺ靱性の向上に寄与する。これらの効果を発揮させるには、０．０００５％以上のＣａ、０．００１０％以上のＲＥＭまたはＭｇを添加する必要がある。一方、Ｃａは０．００３０％を超えて添加した場合、過剰量のＣａ系介在物が生成し、逆に靱性が低下する場合がある。このため、Ｃａを添加する場合は、Ｃａ量は０．０００５〜０．００３０％の範囲に限定することが好ましい。同様の理由で、ＲＥＭまたはＭｇを添加する場合は、ＲＥＭ量は０．００１０〜０．００５０％、Ｍｇ量は０．００１０〜０．００３０％の範囲に限定することが好ましい。

つぎに、本発明の高張力鋼板の好ましい金属組織について説明する。

本発明の高張力鋼板の金属組織は、主に、ベイナイトまたはマルテンサイトとすることが好ましい。本発明の鋼板の組成は、極低Ｃ量で合金元素量が多く高炭素当量であるため、製造条件によらず、本発明の鋼板の組織は、主にベイナイトまたはマルテンサイトとなる。なお、本発明おいては、ベイニィティクフェライトやグラニュラーベイナイトも、ベイナイトに含むものとする。また、一般的に、ベイナイトとマルテンサイトの相違は内部の炭化物の有無であるが、本発明の鋼板においてはＣ量が極めて少ないため、炭化物がほとんど生成せず、ベイナイトとマルテンサイトを識別することは困難である。また、一般的に、焼戻しマルテンサイトは内部に炭化物が析出するため、内部の炭化物の有無によっても金属組織的に焼戻しマルテンサイトをベイナイトと識別することは不可能である。また、焼戻しベイナイトとベイナイトの差は、焼戻しベイナイトでは焼戻しにより内部の炭化物が粗大化し、転位密度が減少している点であるが、これを金属組織的に識別することは困難である。このため、本発明では、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトは、すべて同じ組織として扱い、「ベイナイトまたはマルテンサイト」と称することとする。

本発明の鋼板の組織は、主に、極低Ｃのベイナイトまたはマルテンサイトであるため、高強度と高靭性を両立できる。なお、ベイナイトまたはマルテンサイトに、フェライト（ポリゴナルフェライト、擬似ポリゴナルフェライト、ウィドマンシュテッテンフェライトなどの粒界から拡散変態したフェライト）やパーライト、残留オーステナイト、ＭＡ等の異なる金属組織が１種または２種以上混在する場合は、強度低下やＨＡＺ靭性の劣化が生じやすくなるため、ベイナイトまたはマルテンサイト以外の組織分率は少ない程よい。ただし、ベイナイトまたはマルテンサイト以外の組織分率が十分に低い場合には、それらの影響は無視できる。具体的には、ベイナイトまたはマルテンサイト以外の金属組織（フェライトやパーライト、残留オーステナイト、ＭＡ等の１種または２種以上）の合計が、組織分率（面積率）で１０％未満であれば、大きな影響はない。とくに、ＨＡＺ靭性の観点から、ＭＡの組織分率は３％以下であることがより好ましい。

また、本発明の高張力鋼板では、極低Ｃのベイナイトまたはマルテンサイト中に、ＴｉＮを多量に粗大析出させて分散させることにより、母材強度と低降伏比、ＨＡＺ靭性の両立が可能となる。引張強さ５９０ＭＰａ以上、降伏比７５％以下の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板とするためには、ＴｉＮ析出物の平均粒子径は、４０ｎｍ〜１５０ｎｍであることが好ましい。降伏比とＨＡＺ靭性の観点から、より好ましくは、５０ｎｍ〜１００ｎｍである。さらに、粒子径５０ｎｍ以上のＴｉＮ析出物の平均個数密度が、０．０２個／μｍ²以上であることが好ましい。なお、ＴｉＮ析出物の平均粒子径、５０ｎｍ以上のＴｉＮ析出物の平均個数密度は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

さらに、本発明の高張力鋼板の好ましい製造方法について説明する。

本発明では、上記した成分組成を有していれば、その製造方法はとくに限定する必要はないが、上記した成分組成を有する鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の常用の溶製方法で溶製し、必要に応じてさらに脱酸処理や脱ガスプロセスを経て、連続鋳造法または造塊〜分塊法等の常用の鋳造法により、スラブ等の鋼素材とすることができる。

上記した組成の鋼素材を、鋳造後、所定の温度を保持している場合には冷却せずにそのまま、あるいは冷却後に加熱し、熱間圧延して、所望の寸法形状の鋼板とする。熱間圧延条件は、とくに限定する必要はないが、スラブを加熱後、所望の特性に応じて制御圧延（ＣＲ）としてもよく、さらに制御圧延終了後に加速冷却を行う、いわゆるＴＭＣＰを実施してもよい。また、圧延後の熱処理もとくに限定する必要はないが、再加熱焼入れ（ＲＱ）、直接焼入れ（ＤＱ）、二相域加熱焼入れ（Ｑ′）、焼戻し（Ｔ）等の熱処理を必要に応じて行うことができ、上記熱間圧延方法と組合せて実施することができる。

次に、本発明耐摩耗鋼板の好ましい製造方法について説明する。なお、下記の製造条件は好ましい製造条件の一例であり、必ずしもこの条件に限定するものではない。

スラブの加熱温度は９５０℃以上１２５０℃以下とすることが好ましい。加熱温度が９５０℃未満では、変形抵抗が高くなりすぎて圧延負荷が過大となり、熱間圧延ができなくなる。一方、１２５０℃を超える高温では、結晶粒の粗大化が著しくなり、所望の高靭性を確保できなくなる。このため、加熱温度は９５０〜１２５０℃の範囲に限定することが好ましい。加熱された鋼素材は、熱間圧延を施して、所望の寸法形状の鋼板とする。

熱間圧延条件はとくに限定する必要はないが、Ａr3変態点以上の温度で熱間圧延を終了することが好ましい。Ａr3変態点未満の温度まで熱間圧延を行うと熱間圧延中にフェライトが生成してしまい、組織が不均一になり母材の靭性が低下する。このため、Ａr3変態点以上の７００℃以上で熱間圧延を終了することが好ましい。また、熱間圧延終了温度が高すぎると結晶粒が粗大化するため、９５０℃以下とすることが好ましい。

また、熱間圧延は制御圧延（ＣＲ）としてもよい。制御圧延は結晶粒を微細化し母材の靭性を高めるために行う。特に、熱間圧延後の熱処理を行わずに、高靭性とするためには制御圧延（ＣＲ）後に加速冷却（水冷）を行う、いわゆるＴＭＣＰとすることが好ましい。制御圧延では未再結晶温度域の圧下率を確保し、結晶粒を微細化する必要がある。このため、本発明においてＴＭＣＰを活用する場合には、本発明鋼の未再結晶温度域に相当する９００℃以下の温度域における累積圧下率を３０％以上とすることが好ましい。また、熱間圧延終了後に、Ａr3変態点以上の温度から加速冷却を開始し、ベイナイト変態が完了する３００〜６００℃で加速冷却を停止することが好ましい。加速冷却の冷却速度はフェライト（粒界から拡散変態したフェライト）が生成しない冷却速度であればよいが、好ましくは板厚の１/４位置において２℃/ｓ以上である。ＴＭＣＰ後の鋼板は焼戻し（Ｔ）を行わなくともよい。

ＴＭＣＰ以外の製造方法においては、熱間圧延終了後の鋼板は、熱間圧延終了後、Ａr3変態点以上の温度から焼入れる直接焼入れ処理（ＤＱ）、あるいは、熱間圧延終了後、放冷（空冷）したのち、所定の加熱温度に再加熱し、さらに焼入れる再加熱焼入れ処理としてもよい。また再加熱焼入れ処理は、Ａc3変態点以上に加熱して焼入れる再加熱焼入れ（ＲＱ）に加え、さらに、Ａc1変態点を越えＡc3変態点未満の二相温度域に加熱して焼入れる二相域加熱焼入れ（Ｑ′）を行う二段の熱処理としてもよい。再加熱後の焼入れの冷却速度は、ベイナイトあるはマルテンサイトが形成される冷却速度以上であれば、特に限定されないが、好ましくは板厚の１/４位置において２℃/ｓ以上である。

直接焼入れ（ＤＱ）、再加熱焼入れ（ＲＱ）、あるいはさらに、二相域加熱焼入れ（Ｑ′）を行った後の鋼板に、さらに、焼戻し（Ｔ）を行ってもよい。焼戻し（Ｔ）は焼入れ後の鋼板の歪み取り、あるいは、鋼板の母材靭性の向上を目的に行う。焼戻し（Ｔ）の温度は３００〜６００℃とすることが好ましい。

表１に示す成分組成の溶鋼を転炉、取鍋精錬で溶製し、連続鋳造法でスラブ（板厚２５０ｍｍ）とし、鋼素材とした。これら鋼素材に、表２で示す熱間圧延および熱処理を施し、板厚４０ｍｍまたは６０ｍｍの鋼板とした。なお、一部の鋼板では、熱間圧延を制御圧延（ＣＲ）とし、熱間圧延後、加速冷却を行うＴＭＣＰとした。また、一部の鋼板では、熱間圧延後に、再加熱焼入れ（ＲＱ）または直接焼入れ（ＤＱ）を施した。また、一部の鋼板では、さらに中間熱処理を加えた、再加熱焼入れ−二相域加熱焼入れ（ＲＱ−Ｑ′）または直接焼入れ−二相域加熱焼入れ（ＤＱ−Ｑ′）を施した。焼入れを行った鋼板の一部にはさらに焼戻し（Ｔ）を行った。

得られた各鋼板から試験片を採取して、母材の組織観察、引張試験、シャルピー衝撃試験を実施した。

得られた各鋼板の板厚１／４位置から、圧延方向に垂直な方向の断面を切り出し、金属組織観察用のサンプルとした。組織サンプルは鏡面まで研磨し、ナイタール（３％硝酸−エタノール溶液）で腐食して組織を現出し、２０００倍のＳＥＭ（走査電子顕微鏡）により組織を観察した。５視野観察して、ベイナイトあるはマルテンサイトと、その他の相の組織分率（面積率）を測定した。

また、ＴｉＮの平均粒子径及び粒子径５０ｎｍ以上のＴｉＮの個数密度は、板厚方向の１／４部から採取したサンプルを用い、抽出レプリカ試料を作成し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いてＴｉＮを観察することにより行った。すなわち、合計５００μｍ²の面積の視野中のＴｉＮを５００００倍で観察し、観察視野中に存在する、各ＴｉＮの粒子径を測定し、これらの粒子径の算術平均をＴｉＮの平均粒子径とした。なお粒子径は円相当直径である。また、粒子径５０ｎｍ以上のＴｉＮの個数密度は、観察視野中に存在する粒子径５０ｎｍ以上のＴｉＮの総個数で、観察視野面積（５００μｍ²）を除して求めた。

また、得られた各鋼板の板厚１／４位置から、圧延方向に垂直な方向が試験片の引張方向となるように、ＪＩＳ４号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さ：ＹＳ、引張強さ：ＴＳ、降伏比：ＹＲ）を測定し、母材の強度および降伏比を調査した。また、得られた各鋼板の板厚１／４位置から、圧延方向と平行な方向が試験片の長さ方向となるように、ＪＩＳＺ２２０２の規定に準拠して、Ｖノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４２の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度（vＴrs）を測定し、母材靱性を評価した。

また、得られた各鋼板から、溶接継手用試験板（大きさ：４００×６００ｍｍ）を採取し、図１に示すような開先形状に開先を加工し、超大入熱溶接であるエレクトロスラグ溶接（ＥＳＷ）（溶接入熱量：１０００ｋＪ／ｃｍ）により、溶接継手（ＥＳＷ継手）を作製した。なお、溶接の際に用いたワイヤは、ＪＩＳＺ３３５３ＹＥＳ６２相当品であり、フラックスはＪＩＳＺ３３５３ＦＳ−ＦＧ３相当品を使用した。

得られた溶接継手から、図２に示すように、試験片の切欠き位置をＣＧＨＡＺのボンド部とするＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４２の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、試験温度−２０℃における吸収エネルギー（ｖＥ−２０℃）を測定し、溶接熱影響部靱性を評価した。

また、得られた各鋼板から、溶接継手用試験板を採取し、図３に示すような開先形状に開先を加工し、少入熱の多パス溶接である多層ＣＯ_２溶接（溶接入熱量：２０ｋＪ／ｃｍ）により、溶接継手を作製した。得られた溶接継手から、図４に示すように、試験片の切欠き位置をＩＣＣＧＨＡＺのボンド部とするＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取して、ＪＩＳＺ２２４２の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、試験温度−２０℃における吸収エネルギー（ｖＥ−２０℃）を測定し、溶接熱影響部靱性を評価した。

得られた結果を表３に示す。

表３に示すように、本発明例であるＮｏ１．〜Ｎｏ．１１の鋼は、いずれも、母材の降伏強さ４４０ＭＰａ以上、引張強さ５９０ＭＰａ以上、降伏比７５％以下、−４０℃以下の破面遷移温度（vＴrs）の母材靭性、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超える１０００ｋＪ／ｃｍの超大入熱溶接条件であるエレクトロスラグ溶接継手のＣＧＨＡＺのボンド部および溶接入熱量が２０ｋＪ／ｃｍの小入熱多パス溶接条件である多層ＣＯ_２溶接継手のＩＣＣＧＨＡＺのボンド部の両方において、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギー（vＥ−２０℃）が７０Ｊ以上を有しており、溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板となっている。

一方、本発明の範囲を外れる比較例であるＮｏ１２．〜Ｎｏ．３１の鋼は、母材強度、降伏比、溶接熱影響部靭性のいずれかの特性が劣っている。

Claims

質量％で、Ｃ：０．００３〜０．０２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．０７％、Ｍｎ：０．５０〜２．０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．０２５〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５％以下（０％を含む）、Ｖ：０．００８％以下（０％を含む）、Ｂ：０．００２５〜０．００５５％、Ｎ：０．００４０〜０．００８０％を含有し、Ｔｉ量とＮ量の比であるＴｉ／Ｎが下記式（１）を満たし、かつ、Ｍｏ：０．１０〜０．８０％、Ｗ：０．１０〜１．２０％のうち１種または２種を下記式（２）を満たすように含有し、かつ、下記式（３）で表される炭素当量Ｃｅｑを０．３３〜０．６３、下記式（４）で表される溶接割れ感受性指数Ｐ_ＣＭを０．２２以下とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。
４．０≦Ｔｉ／Ｎ≦１２．０・・・（１）
Ｍｏ＋Ｗ／２≧０．３０・・・（２）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５・・・（３）
Ｐ_ＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ・・・（４）
なお、上記各式中の元素記号は各元素の質量％を表し、含有されない元素は０とする。
さらに、質量％で、Ｃｒ：１．５％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。
さらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下の中から選ばれる１種または２種を、下記式（５）を満たすように含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。
Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦２．０％・・・（５）
なお、上記各式中の元素記号は各元素の質量％を表し、含有されない元素は０とする。
さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％、Ｍｇ：０．００１０〜０．００３０の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。