(57)【要約】【課題】多量の合金元素の添加なしに優れた耐ＰＷＨＴ特性が得られ、且つ一様伸び特性にも優れた高強度鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｏ：０．１５〜０．６０％を含有し、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｖ：０．１０％以下の１種または２種以上を含有し、ＰＣＭ値が０．１９〜０．２５、９×［Ｃｅｑ値］＋４×［Ｐ値］≧４．８、原子％で［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）：０．６〜１．７を満足する成分組成を有し、固溶Ｍｏ量が０．１質量％以上であり、引張強度が７６０ＭＰａ以上、降伏強度が６９０ＭＰａ以上の引張り特性と、５％以上の一様伸びを有する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０３〜０．０７質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．５質量％、Ｍｎ：１．５〜２．５質量％、Ａｌ：０．０１〜０．０８質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５質量％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５質量％、Ｍｏ：０．１５〜０．６０質量％を含有し、さらに、Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｎｉ：１．０質量％以下、Ｃｒ：１．０質量％以下、Ｖ：０．１０質量％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、且つ下記（イ）〜（ハ）の条件を満足する成分組成を有し、
（イ）下記（1）式で表わされるＰＣＭ値（質量％）：０．１９〜０．２５
ＰＣＭ値＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ    …（1）
但し、（1）式中の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
（ロ）下記（3）式で表されるＣｅｑ値と下記（4）式で表されるＰ値が、下記（2）式を満足する。
９×［Ｃｅｑ値］＋４×［Ｐ値］≧４．８    …（2）
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５    …（3）
但し、（3）式中の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
Ｐ値＝［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］    …（4）
但し、（4）式中の元素記号は各含有元素の原子％を示す。
（ハ）下記（5）式の値：０．６〜１．７
［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）    …（5）
但し、（5）式中の元素記号は各含有元素の原子％を示す。
鋼中の固溶Ｍｏ量が０．１質量％以上であり、引張強度が７６０ＭＰａ以上、降伏強度が６９０ＭＰａ以上の引張り特性と、５％以上の一様伸びを有することを特徴とする耐ＰＷＨＴ特性および一様伸び特性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
さらに、Ｃａ：０．００３５質量％以下、ＲＥＭ：０．０１質量％以下、Ｚｒ：０．０３質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下、Ｂ：０．００２０質量％以下の中から選ばれる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に記載の耐ＰＷＨＴ特性および一様伸び特性に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
島状マルテンサイトの面積率が２％以下であるベイナイト組織を主体とする金属組織を有し、円相当径が１０ｎｍ以下であって、Ｍｏを主体とし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる１種以上の元素を含む複合炭化物が１μｍ２あたり３０個以上分散し、当該複合炭化物（但し、円相当径が１０ｎｍ超のものを含む）の総析出量が０．０３質量％以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の耐ＰＷＨＴ特性および一様伸び特性に優れた高強度鋼板。
【請求項４】
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼を、１１００〜１３００℃の温度に加熱し、８００℃以下での累積圧下率が７０％以上となるように７００℃以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、７００℃以上の温度から２０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以上５００℃未満の温度まで加速冷却し、その後直ちに、０．５〜１０℃／ｓの昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱することを特徴とする耐ＰＷＨＴ特性および一様伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼管や圧力容器等に好適なＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の強度を有し、且つ一様伸び特性にも優れた高強度鋼板、特に溶接後熱処理（ＰＷＨＴ）を行った後においても優れた強度と靭性を有する耐ＰＷＨＴ特性に優れた高強度鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
石油やガスの掘削等に用いられるライザー鋼管は、円周溶接によって合金元素量が非常に多い鍛造品（例えばコネクタ等）を溶接接合する場合が多い。また、発電プラント等の配管用鋼管やその他強度部材として用いられる鋼材または鋼板は、Ｃｒ−Ｍｏ鋼等と溶接接合される場合が多い。このような場合には、通常、溶接による残留応力除去を目的としてＰＷＨＴ処理（溶接後熱処理）が施されるが、熱処理によって強度低下や靭性低下を招くことが懸念されるため、ＰＷＨＴ処理が施される鋼管や鋼材に対してはＰＷＨＴ処理後も強度、靭性が確保されることが要求される。また近年、圧力上昇による操業効率向上や素材コスト削減の観点から、ＡＰＩ
Ｘ１００グレード以上の高強度鋼管または鋼材に対する要求も高まっている。さらに、成形性や耐座屈性の観点から母材部の一様伸び特性も高いほうが望ましい。
耐ＰＷＨＴ特性に優れた高強度鋼管に関する従来技術としては、特許文献１，２に開示されたようなものがある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開平１１−５０１８８号公報
【特許文献２】特開２００１−１５８９３９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかし、特許文献１に記載の技術では、ＰＷＨＴ処理による強度低下をＰＷＨＴ時のＣｒ炭化物の析出によって補っているため、多量のＣｒの添加が必要となり、素材コストが高いだけでなく、溶接性や靭性の低下が問題となる。一方、特許文献２に記載の技術は、鋼管を製造する際のシーム溶接金属の特性改善を主眼においており、母材に対しては特段の配慮がなされておらず、ＰＷＨＴ処理による母材強度の低下が避けられないため、制御圧延や加速冷却によってＰＷＨＴ前の強度を高めておく必要がある。
さらに、上記特許文献１，２には、近年、成形性や耐座屈性の観点から重要度が高まっている一様伸び特性に関する記載がないが、耐ＰＷＨＴ特性に優れ、高強度で且つ一様伸び特性の良好な鋼管を得るため、その素材となり得る鋼板の開発が望まれている。
【０００５】
したがって本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、ＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の高強度を有し、且つ一様伸び特性にも優れ、多量の合金元素の添加なしに、優れた耐ＰＷＨＴ特性を有する高強度鋼板を提供することにある。また、本発明の他の目的は、そのような優れた特性を有する高強度鋼板を安定的に製造することができる製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記課題を解決するための本発明の要旨は以下のとおりである。
［1］Ｃ：０．０３〜０．０７質量％、Ｓｉ：０．０１〜０．５質量％、Ｍｎ：１．５〜２．５質量％、Ａｌ：０．０１〜０．０８質量％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５質量％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５質量％、Ｍｏ：０．１５〜０．６０質量％を含有し、さらに、Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｎｉ：１．０質量％以下、Ｃｒ：１．０質量％以下、Ｖ：０．１０質量％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、且つ下記（イ）〜（ハ）の条件を満足する成分組成を有し、
（イ）下記（1）式で表わされるＰＣＭ値（質量％）：０．１９〜０．２５
ＰＣＭ値＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ    …（1）
但し、（1）式中の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
（ロ）下記（3）式で表されるＣｅｑ値と下記（4）式で表されるＰ値が、下記（2）式を満足する。
９×［Ｃｅｑ値］＋４×［Ｐ値］≧４．８    …（2）
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５    …（3）
但し、（3）式中の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
Ｐ値＝［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］    …（4）
但し、（4）式中の元素記号は各含有元素の原子％を示す。
（ハ）下記（5）式の値：０．６〜１．７
［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）    …（5）
但し、（5）式中の元素記号は各含有元素の原子％を示す。
鋼中の固溶Ｍｏ量が０．１質量％以上であり、引張強度が７６０ＭＰａ以上、降伏強度が６９０ＭＰａ以上の引張り特性と、５％以上の一様伸びを有することを特徴とする耐ＰＷＨＴ特性および一様伸び特性に優れた高強度鋼板。
【０００７】
［2］上記［1］の高強度鋼板において、さらに、Ｃａ：０．００３５質量％以下、ＲＥＭ：０．０１質量％以下、Ｚｒ：０．０３質量％以下、Ｍｇ：０．０１質量％以下、Ｂ：０．００２０質量％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする耐ＰＷＨＴ特性および一様伸び特性に優れた高強度鋼板。
［3］上記［1］または［2］の高強度鋼板において、島状マルテンサイトの面積率が２％以下であるベイナイト組織を主体とする金属組織を有し、円相当径が１０ｎｍ以下であって、Ｍｏを主体とし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる１種以上の元素を含む複合炭化物が１μｍ２あたり３０個以上分散し、当該複合炭化物（但し、円相当径が１０ｎｍ超のものを含む）の総析出量が０．０３質量％以上であることを特徴とする耐ＰＷＨＴ特性および一様伸び特性に優れた高強度鋼板。
［4］上記［1］または［2］の成分組成を有する鋼を、１１００〜１３００℃の温度に加熱し、８００℃以下での累積圧下率が７０％以上となるように７００℃以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、７００℃以上の温度から２０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以上５００℃未満の温度まで加速冷却し、その後直ちに、０．５〜１０℃／ｓの昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱することを特徴とする耐ＰＷＨＴ特性および一様伸び特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【０００８】
本発明の高強度鋼板は、ＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の高強度を有するとともに、一様伸び特性にも優れ、ＰＷＨＴ処理後も優れた強度、靭性を維持することができる。このため、特にＰＷＨＴ処理が行われる鋼管や圧力容器等の材料として有用な鋼板である。
また、本発明の製造方法は、そのような優れた特性を有する高強度鋼板を安定的に製造することができる。
【発明を実施するための形態】
【０００９】
本発明者らは、耐ＰＷＨＴ特性の向上と高強度を両立させるために、ＰＷＨＴ処理による鋼材のミクロ組織変化について詳細な検討を行った。一般に溶接鋼管用の鋼板や溶接構造用の鋼板は、溶接性の観点から化学成分が厳しく制限されるため、Ｘ６５グレード以上の高強度鋼板は熱間圧延後に加速冷却されて製造されている。そのため、ミクロ組織はベイナイト主体か、またはベイナイト中に島状マルテンサイト（Ｍ-Ａ constituent）を含んだ組織となるが、このような組織の鋼にＰＷＨＴ処理を施すと、ベイナイト中の島状マルテンサイト組織が焼戻しにより分解するため強度低下は避けられない。また、焼戻しによる強度低下を補うために、ＰＷＨＴ処理時にＣｒ炭化物等を析出させる方法があるが、炭化物が容易に粗大化するために靭性低下を生じてしまう。このように変態強化によってＰＷＨＴ処理後でも強度、靭性を確保することには、限界があることが明白である。そこで、本発明者らは、優れた耐ＰＷＨＴ特性が得られるミクロ組織形態に関して鋭意研究を行った結果、以下の（a）〜（d）の知見を得るに至った。
【００１０】
（a）鋼のミクロ組織を、ＰＷＨＴ処理の前後において形態変化を生じないミクロ組織とすればよい。そのためには、ＰＷＨＴ処理によって分解する島状マルテンサイトを２％以下に抑制し、鋼中の炭素を熱的に安定な微細炭化物として分散析出させることによって強化すればよい。
（b）鋼中で析出する種々の析出物について検討した結果、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種以上とＭｏとからなる複合炭化物は、適正な成分バランスの下ではサイズが１０ｎｍ以下の極めて微細な析出物となり、且つ熱的にも安定である。特に、そのような微細な複合炭化物が鋼中に１μｍ２あたり３０個以上分散し、且つその総析出量が０．０３質量％以上であれば、ＰＷＨＴ処理後の強度低下が抑制できる。
【００１１】
（c）上記（b）の微細炭化物を析出させるためには、特定の合金成分を有する鋼を用いて、未再結晶オーステナイト域での累積圧下率を７０％以上とする熱間圧延を行った後に加速冷却によって冷却する過程で、ベイナイト変態終了温度よりも低い温度で冷却を停止し、直ちに急速再加熱を行えばよい。このような熱履歴を受けた鋼のミクロ組織は、冷却停止直後、マルテンサイトが少なく、転位密度の高いベイナイト組織となるが、Ｍｏによってセメンタイトの生成が抑制され、炭素が過飽和な状態で存在するため、その後の再加熱によってＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種以上とＭｏとからなる複合炭化物として転位上に優先的に析出する。このようなＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種以上とＭｏとからなる複合炭化物が分散析出した鋼は、析出強化によって高強度が得られるだけでなく、７００℃程度以下の加熱によっても微細炭化物が分解または粗大化することがないため、ＰＷＨＴ処理を行った後もその高い強度が維持されるものである。
（d）さらに、従来よりもＮｂ添加量を低減し、Ｍｏ添加量を増加することにより、鋼中の固溶Ｍｏ量を０．１質量％以上とすることで、耐ＰＷＨＴ特性を劣化させることなく、従来よりも優れた一様伸び特性が得られる。このような一様伸び特性の向上は、粗大なセメンタイトの析出の抑制によるものである。また、固溶Ｍｏの確保による固溶強化がＰＷＨＴ後の強度低下を抑えるという効果も得られる。
【００１２】
以下、本発明の高強度鋼板およびその製造方法の詳細を説明する。
［化学成分］
まず、本発明の高強度鋼板の化学成分について説明する。
・Ｃ：０．０３〜０．０７質量％
Ｃは、鋼の強度を増加する元素であり、所望の組織を得て、所望の強度、靭性とするためには、０．０３質量％以上の含有を必要とする。一方、０．０７質量％を超えて含有すると溶接性が劣化し、溶接割れが生じやすくなるとともに、母材靭性および溶接熱影響部靭性（以下「ＨＡＺ靭性」という）が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０３〜０．０７質量％、好ましくは０．０４〜０．０６質量％とする。
【００１３】
・Ｓｉ：０．０１〜０．５質量％
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が、０．０１質量％未満ではその効果がなく、一方、０．５質量％を超えるとＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。このため、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５質量％、好ましくは０．０５〜０．２質量％とする。
・Ｍｎ：１．５〜２．５質量％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、強度および靭性を向上させる作用を有する元素であり、１．５質量％以上の含有を必要とするが、２．５質量％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、Ｍｎ含有量は１．５〜２．５質量％、好ましくは１．８〜２．０質量％とする。
【００１４】
・Ａｌ：０．０１〜０．０８質量％
Ａｌは、製鋼時の脱酸剤として作用し、０．０１質量％以上の含有が必要であるが、０．０８質量％を超える含有は、靭性の低下を招く。このため、Ａｌ含有量は０．０１〜０．０８質量％、好ましくは０．０１〜０．０５質量％とする。
・Ｔｉ：０．００５〜０．０２５質量％
ＴｉはＭｏと同様に本発明において重要な元素である。Ｔｉを０．００５質量％以上添加することで、Ｍｏと複合炭化物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０．０２５質量％を超える添加はＨＡＺ靭性および母材靭性の劣化を招く。このため、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０２５質量％とする。
【００１５】
・Ｎｂ：０．００５〜０．０２５質量％
Ｎｂは、組織の微細粒化により靭性を向上させるが、Ｍｏと複合炭化物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０．００５質量％未満では効果がなく、一方、０．０２５質量％を超えるとＨＡＺ靭性や母材靱性が劣化したり、Ｍｏとの複合炭化物が粗大化しやすくなるため靱性が低下したりする。このため、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０２５質量％とする。
・Ｍｏ：０．１５〜０．６０質量％
Ｍｏは、本発明において重要な元素であり、０．１５質量％以上含有させることで、熱間圧延後冷却時のパーライト変態を抑制しつつ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖとの微細な複合炭化物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。同時に、Ｎｂ添加量を上記に限定することで、固溶Ｍｏ量を０．１質量％以上とすることが可能であり、ＰＷＨＴ後の強度確保に有効である。しかし、０．６０質量％を超えるとＨＡＺ靭性の劣化を招く。このため、Ｍｏ含有量は０．１５〜０．６０質量％とする。
【００１６】
本発明の鋼板は、強度や靭性を改善する目的で、さらに、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖの中から選ばれる１種または２種以上を含有する。
・Ｃｕ：１．０質量％以下
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、過剰に添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合はその含有量の上限を１．０質量％とする。なお、上記の効果を得るためには、０．０１質量％以上添加することが好ましい。
・Ｎｉ：１．０質量％以下
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、過剰に添加すると耐ＰＷＨＴ特性が低下するため、添加する場合はその含有量の上限を１．０質量％とする。なお、上記の効果を得るためには、０．０１質量％以上添加することが好ましい。
・Ｃｒ：１．０質量％以下
ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であるが、過剰に添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合はその含有量の上限を１．０質量％とする。なお、上記の効果を得るためには、０．０１質量％以上添加することが好ましい。
・Ｖ：０．１０質量％以下
ＶもＮｂと同様にＭｏとともに複合析出物を形成し、強度上昇に寄与するが、過剰に添加すると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、添加する場合はその含有量の上限を０．１０質量％とする。なお、上記の効果を得るためには、０．０１質量％以上添加することが好ましい。
【００１７】
本発明の鋼板の成分組成は、さらに下記（イ）〜（ハ）の条件を満足する必要がある。なお、本発明において、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂは選択的若しくは任意添加元素であるので、これらの元素のいずれかを添加しない場合には、下記（1）〜（5）式中の当該元素量の値は“零”となる。
（イ）下記（1）式で表わされるＰＣＭ値（質量％）：０．１９〜０．２５
ＰＣＭ値＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ    …（1）
但し、（1）式中の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
（ロ）下記（3）式で表されるＣｅｑ値と下記（4）式で表されるＰ値が、下記（2）式を満足する。
９×［Ｃｅｑ値］＋４×［Ｐ値］≧４．８    …（2）
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５    …（3）
但し、（3）式中の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
Ｐ値＝［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］    …（4）
但し、（4）式中の元素記号は各含有元素の原子％を示す。
（ハ）下記（5）式の値：０．６〜１．７
［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）    …（5）
但し、（5）式中の元素記号は各含有元素の原子％を示す。
【００１８】
上記条件（イ）において規定するＰＣＭ値（質量％）は溶接割れ感受性指数であり、本発明では、継手強度で７６０ＭＰａ以上を達成するためＰＣＭ値の下限を０．１９とし、一方、円周溶接性確保の観点からＰＣＭ値の上限を０．２５とする。
上記条件（ロ）において規定するＣｅｑ値はＰＷＨＴ処理前の強度と相関があり、強度の指標として一般に用いられている。同じくＰ値は、析出強化の指標である。これらＣｅｑ値とＰ値を含む上記（2）式は、実験から求めた回帰式であり、Ｃｅｑ値とＰ値が上記（2）式を満足しないと、ＰＷＨＴ処理後ＡＰＩ
Ｘ１００グレードの高強度が得られない。
なお、上記（4）式における元素の原子％での合計量は、鋼に含まれるＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの原子数の和と、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖおよび他の合金元素の全原子数との比で求められるが、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの質量％での含有量を用いた下記（6）式により求めることもできる。下記（6）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４＋Ｔｉ／４７．９）／（１００／５５．８５）×１００    …（6）
【００１９】
上記条件（ハ）を規定する理由は以下の通りである。本発明鋼板における高強度化は、ＭｏとＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含む複合炭化物によるものである。この複合炭化物による析出強化を有効に利用するためには、Ｃ量と炭化物形成元素であるＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量の関係が重要であり、これらの元素を適正なバランスのもとに添加することによって、熱的に安定で且つ非常に微細な複合析出物を得ることができる。ここで、上記（5）式の値が０．６未満、１．７超のいずれの場合も、いずれかの元素量が過剰であり、本発明が狙いとする複合析出物以外の硬化組織が過度に形成されて、耐ＰＷＨＴ特性の劣化や、靭性の劣化を招いてしまう。
なお、質量％の含有量を用いる場合は、下記（7）式を用いて計算して、その値を０．６〜１．７とする。下記（7）式の元素記号は各含有元素の質量％である。
（Ｃ／１２．０１）／（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４＋Ｔｉ／４７．９）    …（7）
【００２０】
本発明の鋼板は、強度や靭性をさらに改善する目的で、以下に示すＣａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｂの中から選ばれる１種または２種以上を含有してもよい。
・Ｃａ：０．００３５質量％以下
Ｃａは硫化物系介在物の形態制御による靭性向上に有効な元素であるが、０．００３５質量％を超えて添加しても効果が飽和し、却って鋼の清浄度の低下により靭性を劣化させるので、Ｃａを添加する場合は、上記値を上限として添加する。一方、上記のような効果を得るためには、０．０００５質量％以上添加することが好ましい。
・ＲＥＭ：０．０１質量％以下
ＲＥＭもまた鋼中の硫化物系介在物の形態制御による靭性向上に有効な元素であるが、０．０１質量％を超えて添加しても効果が飽和し、却って鋼の清浄度の低下により靭性を劣化させるので、ＲＥＭを添加する場合は、上記値を上限として添加する。一方、上記のような効果を得るためには、０．０００５質量％以上添加することが好ましい。
【００２１】
・Ｚｒ：０．０３質量％以下
Ｚｒは鋼中で炭窒化物を形成し、特に、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。しかし、０．０３質量％を超えて添加すると、鋼中の清浄度が著しく低下し、靱性が低下するようになるため、Ｚｒを添加する場合は、上記値を上限として添加する。一方、十分なピンニング効果を得るためには、０．０００５質量％以上添加することが好ましい。
・Ｍｇ：０．０１質量％以下
Ｍｇは製鋼過程で鋼中に微細な酸化物として生成し、特に、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。しかし、０．０１質量％を超えて添加すると、鋼中の清浄度が低下し、靱性が低下するようになるため、Ｍｇを添加する場合は、上記値を上限として添加する。一方、十分なピンニング効果を得るためには、０．０００５質量％以上添加することが好ましい。
【００２２】
・Ｂ：０．００２０質量％以下
Ｂはオーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を抑制することで、特にＨＡＺの強度低下防止に寄与する。しかし、０．００２０質量％を超えて添加してもその効果は飽和するため、Ｂを添加する場合は、上記値を上限として添加する。一方、上記のような効果を得るためには、０．０００３質量％以上添加することが好ましい。
上記以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物の例として、ＰおよびＳが挙げられる。Ｐは、含有量が多いと中央偏析が著しく、母材靭性が劣化するため、０．０１５質量％以下とすることが好ましい。また、Ｓは、含有量が多いとＭｎＳの生成量が著しく増加し、母材の靭性が劣化するため、０．００５質量％以下とすることが好ましい。なお、本発明の作用効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。
【００２３】
本発明の鋼板は、鋼中の固溶Ｍｏ量を０．１質量％以上とする。本発明では、Ｍｏを主体とし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる１種以上の元素を含む複合炭化物による析出強化と固溶Ｍｏによる固溶強化のバランスを最適化するものである。本発明者らは、析出物による析出強化量を減らし、固溶Ｍｏによる固溶強化量を増やすことにより、引張試験時のＴＳ近傍において、析出物によるボイドの生成・連結を抑制する効果が得られ、一様伸び特性が向上することを見出した。鋼中の固溶Ｍｏ量が０．１質量％未満では、このような効果が十分に得られない。
ここで、固溶Ｍｏ量とは、抽出残渣分析により析出Ｍｏ（炭化物、複合炭化物など）の量を測定し、鋼板のＭｏ含有量から析出Ｍｏ量を引いた値である。
【００２４】
本発明の鋼板は、引張強度が７６０ＭＰａ以上、降伏強度が６９０ＭＰａ以上の引張り特性と、５％以上の一様伸びを有する。また、ＰＷＨＴ処理後も同等の引張強度、降伏強度を有することを目標とする。母材部において、Ｘ１００級の高強度を有しながら、５％以上の一様伸びとすることで、ラインパイプ用の造管時の成形が容易になるだけでなく、曲げ変形や軸圧縮変形を受けた際の耐座屈性能にも優れている。
【００２５】
［金属組織・複合炭化物の析出形態］
本発明の鋼板の好ましい金属組織と複合炭化物の析出形態は、島状マルテンサイト（Ｍ-Ａ constituent）の面積率が２％以下であるベイナイト組織を主体とする金属組織を有し、さらに、円相当径が１０ｎｍ以下であって、Ｍｏを主体とし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる１種以上の元素を含む複合炭化物が１μｍ２あたり３０個以上分散し、当該複合炭化物（但し、円相当径が１０ｎｍ超のものを含む）の総析出量が０．０３質量％以上であることである。
ここで、ベイナイト組織を主体とする金属組織とは、ベイナイト相の面積率が９０％以上である実質的にベイナイト組織からなる金属組織を意味する。残部組織としては、面積率が２％以下の島状マルテンサイトが許容されるほか、パーライト、マルテンサイト、フェライトなど、ベイナイト以外の金属相が含まれていてもよく、これらベイナイト以外の金属相が合計面積率で１０％以下であれば、本発明の効果を発現することができる。
また、複合炭化物の円相当径とは、画像処理により求めた複合炭化物の面積を円の面積に換算した際の当該円の直径である。また、「複合炭化物が１μｍ２あたり３０個以上分散」とは、「組織観察面積１μｍ２あたり、複合炭化物が３０個以上分散」して観察されることを意味する。
【００２６】
ＰＷＨＴ処理前の金属組織と複合炭化物の析出形態を上記のように制御すれば、７００℃程度以下のＰＷＨＴ処理後においても強度が低下することなく、７６０ＭＰａ以上の引張強度を維持することが容易である。
なお、以上のような鋼板の金属組織および複合炭化物の析出形態は、鋼板の板厚方向位置にかかわりなく満足する必要があるが、例えば、島状マルテンサイトの面積率については、板厚断面中心位置で走査型電子顕微鏡（倍率２０００倍）でランダムに１０視野以上観察して面積率を測定し、同定すればよい。また、Ｍｏ主体の複合炭化物の析出形態については、板厚断面中心位置で透過型電子顕微鏡（倍率３００００倍）でランダムに１０視野以上観察し、その析出形態（個々の複合炭化物の面積および複合炭化物の分散密度）を同定すればよい。
【００２７】
［製造条件］
以下、本発明の高強度鋼板の製造条件について説明する。
本発明は、加速冷却時のベイナイト変態による変態強化と、加速冷却後の再加熱時に析出する微細炭化物による析出強化を複合して活用するものであり、これにより、合金元素を多量に添加することなく高強度化が可能で、さらにＰＷＨＴ処理を行なう場合にも、微細炭化物は熱的に安定であるのでＰＷＨＴ処理時にそのままで維持され、ＰＷＨＴ処理後でもその強度が維持される。
本発明では、例えば、未再結晶オーステナイト域で一定以上の累積圧下を加えた後、オーステナイト単相域から加速冷却を開始し、ベイナイト変態終了温度以下で冷却を停止し、直ちに急速再加熱することにより、変態強化と析出強化を最も有効に複合して活用することが可能となる。なお、未再結晶オーステナイト域の８００℃以下での累積圧下率が少ない場合、加工オーステナイトから変態するベイナイトへの蓄積転位の移行が十分でなく、複合炭化物の微細分散化が不十分となり、析出強化量が低下するため、当該温度域での累積圧下率を７０％以上とする。また、Ａｒ３点以下の２相域から冷却開始すると、ポリゴナルフェライトが混在し、ＰＷＨＴ処理前の強度低下が大きいため、圧延終了温度はＡｒ３点以上となる７００℃以上とし、７００℃以上の温度から加速冷却を開始する。
【００２８】
具体的に、本発明の高強度鋼板は、次のような製造条件で製造することができる。すなわち、上記の成分組成を有する鋼を用い、加熱温度：１１００〜１３００℃、８００℃以下での累積圧下率：７０％以上、圧延終了温度：７００℃以上で熱間圧延を行い、その後、７００℃以上の温度から２０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以上５００℃未満の温度まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５〜１０℃／ｓの昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行うことで、鋼中の固溶Ｍｏ量が０．１質量％以上であって、島状マルテンサイト（Ｍ-Ａ constituent）の面積率が２％以下であるベイナイト組織を主体とする金属組織を有し、さらに、円相当径が１０ｎｍ以下であって、Ｍｏを主体とし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる１種以上の元素を含む複合炭化物が１μｍ２あたり３０個以上分散し、当該複合炭化物（但し、円相当径が１０ｎｍ超のものを含む）の総析出量が０．０３質量％以上である本発明の高強度鋼板が得られる。ここで、上述した製造条件の各温度は鋼板の平均温度（板厚方向の平均温度）である。
【００２９】
熱間圧延において、加熱温度が１１００℃未満では、出鋼スラブ中の粗大な炭化物の溶解が不十分となり、析出強化が不十分となる。一方、１３００℃を超えると、初期γ粒が粗大化するため、靱性が劣化する。また、８００℃以下での累積圧下率が７０％未満では、上述したとおり、複合炭化物の微細分散化が不十分となり、析出強化量が低下する。また、圧延終了温度が７００℃未満では冷却開始温度が低くなるため、上述したとおり、ポリゴナルフェライトが混在し、ＰＷＨＴ処理前の強度低下が大きい。
【００３０】
熱間圧延後の加速冷却において、冷却速度が２０℃／ｓ未満では、ＭＡの面積率が２％を超えてしまい、母材靱性が低下する。また、冷却停止温度が３００℃未満では、引張強度が高くなりすぎて、一様伸びが劣化する。一方、５００℃以上では、ＭＡの面積率が２％を超えてしまい、母材靱性が低下する。
加速冷却後の再加熱において、昇温速度が０．５℃／ｓ未満では、複合炭化物の微細分散が困難となるほか、所定量の固溶Ｍｏ量を確保できなくなるおそれがある。一方、昇温速度が１０℃／ｓ超では、複合炭化物析出までの時間が短く、ＰＷＨＴ処理前の複合炭化物の析出量が３０個未満と少なくなり、ＰＷＨＴ処理前の強度が低下する。また、再加熱温度が５５０℃未満では、複合炭化物の析出が不十分となる。一方、７００℃を超えると、強度が大きく低下する。
【実施例】
【００３１】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｍ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて表２および表３に示すＮｏ．１〜２１の厚鋼板（板厚２０ｍｍ）を製造した。
この厚鋼板の製造では、加熱したスラブを熱間圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、加速冷却設備と同一ライン上に設置したインライン型の誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。
各鋼板の製造条件を表２に示す。
製造された鋼板の引張特性については、圧延方向と同一方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、強度および伸び特性を測定した。本発明で目標とする強度は、降伏強度６９０ＭＰａ以上、引張強度７６０ＭＰａ以上、一様伸びを５％以上とした。母材靭性については、シャルピー試験を実施し、−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを良好とした。ＨＡＺ靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱２０〜５０ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加えた試験片を用いてシャルピー試験を行った。−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上のものを良好（○）、１００Ｊ未満のものを不良（×）とした。
【００３２】
また、耐ＰＷＨＴ特性を調査するため、ガス雰囲気炉を用いて各鋼板にＰＷＨＴ処理を行なった。このときの熱処理条件は６５０℃および７００℃で２時間とし、その後、炉から取り出し空冷によって室温まで冷却した。そして、ＰＷＨＴ処理前の鋼板のミクロ組織形態および析出物形態を調査するとともに、ＰＷＨＴ処理前後の鋼板の引張特性およびシャルピー衝撃特性を測定した。ＰＷＨＴ処理後の目標とする強度は、降伏強度６９０ＭＰａ以上、引張強度７６０ＭＰａ以上とした。母材靭性については、シャルピー試験を実施し、−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを良好とした。ＨＡＺ靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱２０〜５０ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加えた試験片を用いてシャルピー試験を行った。−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上のものを良好（○）、１００Ｊ未満のものを不良（×）とした。測定結果を表３に示す。
表３において、本発明例であるＮｏ．１〜Ｎｏ．７は、いずれも７００℃でのＰＷＨＴ処理後でも強度低下が５０ＭＰａ以下であり、降伏強度６９０ＭＰａ以上、引張強度７６０ＭＰａ以上の高強度が維持され、さらに母材靭性およびＨＡＺ靭性も良好であった。また、優れた一様伸び特性も得られている。
【００３３】
これに対して比較例であるＮｏ．８，９，１３，１４は、化学成分は本発明の範囲内であるが、微細複合炭化物が分散析出せず、母材強度、母材靭性が劣っている。比較例であるＮｏ．１０は、化学成分は本発明の範囲内であるが、ＰＷＨＴ処理前の金属組織中にフェライト相が混在し、ＰＷＨＴ処理前後の母材強度が劣っている。比較例であるＮｏ．１１，１２は、化学成分は本発明の範囲内であるが、ＰＷＨＴ処理前の金属組織中の島状マルテンサイト（Ｍ-Ａ constituent）分率が２％を超えており、ＰＷＨＴ処理後の母材強度あるいはＰＷＨＴ処理前の母材靭性が劣っている。比較例であるＮｏ．１５は、化学成分は本発明の範囲内であるが、ＰＷＨＴ前の固溶Ｍｏ量が０．１質量％未満であるため、ＰＷＨＴ処理前の母材の一様伸びが劣っている。
比較例であるＮｏ．１６〜２０は化学成分が本発明の範囲外であるので、ＰＷＨＴ処理前後の強度、靱性、一様伸びのいずれかが劣っている。比較例であるＮｏ．２１は、パラメータ［Ｃ］／（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）が０．６〜１．７の範囲外であり、ＰＷＨＴ処理前の一様伸びと、ＰＷＨＴ処理後の強度が劣っている。
【００３４】
【表１】
2010235986.tif 000002
【００３５】
【表２】
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【００３６】
【表３】
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