(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０１〜０．０５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃｒ：０．４〜２．０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００２０〜０．０１０％を夫々含有し、残部：鉄および不可避不純物からなると共に、下記（１）式で規定されるＰＭ値が０．２７％未満を満足し、ベイナイト相を９０面積％以上とする組織からなり、２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、当該結晶粒の平均円相当径が１５μｍ以下であって、隣接する結晶粒同士の方位差が５５〜６０°である割合が０．３以上であることを特徴とする疲労亀裂進展抑制および溶接熱影響部の靭性に優れた高降伏比高張力鋼板。
ＰＭ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／３０＋［Ｃｒ］／２３＋［Ｍｏ］／５＋［Ｓｉ］／５
＋［Ｃｕ］／５０＋［Ｎｉ］／５０…（１）
但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｓｉ］，［Ｃｕ］および［Ｎｉ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｓｉ，ＣｕおよびＮｉの含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載の高降伏比高張力鋼板。
【請求項３】
Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：２．０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の高降伏比高張力鋼板。
【請求項４】
Ｖ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高降伏比高張力鋼板。
【請求項５】
Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高降伏比高張力鋼板。
【請求項６】
Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の高降伏比高張力鋼板。
【請求項７】
希土類元素：０．０００３〜０．００３％を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の高降伏比高張力鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、土木、建築、橋梁、海洋構造物、パイプ、船舶、貯蔵、建築機械等の各種用途に用いられる高降伏比高張力鋼板に関するものであり、特に亀裂の進展速度を抑制して良好な疲労寿命を確保すると共に、溶接熱影響部（ＨＡＺ）での靭性にも優れたベイナイト相を主体とする高降伏比高張力鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
上記各種用途に適用される構造材料では、繰り返し応力が加わるものが少なくないことから、構造材料の安全性を確保するためには、素材として用いられている鋼板には疲労特性が良好であることが設計上極めて重要である。
【０００３】
鋼材の疲労過程は、応力集中部での亀裂の発生と、一旦発生した亀裂の進展という２つの過程に大別して考えられる。そして、通常の機械部品では巨視的な亀裂の発生が、使用限界として考えられており、亀裂の進展を許容する設計は殆どされていない。しかしながら、溶接構造物においては、疲労亀裂が発生しても直ちに破壊に至ることはなく、この亀裂が最終段階に至る前に定期検査などで発見され、亀裂の入った部分が修理されるか、或は使用期間内に亀裂が最終破壊に至る長さまでに成長しないならば、亀裂があっても構造物は十分に使用に耐え得ることになる。
【０００４】
ところで、溶接構造物では、応力集中部としての溶接止端部や欠陥部が多数存在しており、疲労亀裂の発生を完全に防止することは技術的にも不可能に近く、また経済的にも得策とはいえない。即ち、溶接構造物の疲労寿命を良好にするためには、亀裂の発生そのものを防止するよりも、亀裂が既に存在している状態からの亀裂進展寿命を大幅に延長することが有効であり、そのためには鋼材の亀裂の進展速度をできるだけ遅くするような設計が重要な事項となる。
【０００５】
疲労亀裂進展の速度を抑制する技術としてもこれまで様々なものが提案されており、例えば特許文献１には、硬質相と軟質相の２相組織とし、軟質相／硬質相境界における亀裂の屈曲、停留、分岐によって亀裂進展速度を抑制する技術が提案されている。
【０００６】
しかしながら、この技術では、軟質のフェライト組織を基本的に含む組織とする必要があり、高強度鋼を製造することはできないという問題がある。
【０００７】
疲労亀裂進展抵抗性と結晶方位の関係に関する技術として、例えば特許文献２には、鋼板表面の法線方向をＮＤとしたとき、α鉄の（１００）面がＮＤと平行な方位{（１００）//ＮＤ}を有する結晶粒と、α鉄の（１１１）面がＮＤと平行な方位{（１１１）//ＮＤ}を有する結晶粒との間の境界が亀裂の進展方向に沿って少なくとも３０μｍに１箇所以上横切ることや、鋼板表面に平行な測定面で鋼板内部のα（１１１）面強度比とα（１００）面強度比の比が１．２５〜２．０とすることによって疲労亀裂進展（伝播）特性に優れた鋼板とすることが提案されている。
【０００８】
高い応力下で使用される鋼板であるほど疲労特性に対する関心は高くなるのであるが、上記技術でフェライト組織を主体（例えば、７０面積％以上）とするものであるので、引張強さが３９０〜４９０ＭＰａ程度の強度クラスにしか対応できず、引張強さが５７０ＭＰａ以上の高降伏比高張力鋼板には適用できない。またフェライト組織を主体として高張力化させた場合には、合金元素を多量に添加させて析出強化等で補う必要があるが、それにも限界があり、なにより溶接熱影響部の靭性が劣化してしまうことになる。更に、ベイナイト相を主体とする組織（これを「単にベイナイト組織」と呼ぶことがある）では、オーステナイトと一定の方位関係を持って生成することが知られており、上記技術と同様の手段では、結晶方位を制御することはできない。
【０００９】
特許文献３では、ベイナイト組織またはマルテンサイト組織で、最大引張・圧縮歪で±０．０１２、繰り返し速度０．５Ｈｚ、最大歪までの波数１２の漸増・漸減繰り返し負荷を１５回与えたときの、１回の最大歪時の応力σ1と１５回の最大歪時の応力σ15との比σ1／σ15で示される繰り返し軟化パラメータが０．６５以上０．９５以下であるような疲労亀裂進展特性に優れた鋼材が提案されている。そして、この技術では、繰り返し軟化については、繰り返し応力が負荷された際の転位の再配列により起こるとされており、亀裂先端の転位密度が高いほど軟化が起こりやすく、疲労亀裂進展抑制に効果があることが示されている。
【００１０】
上記技術において、転位密度を高めるためには、実施例に示されているように実質的に直接焼入れや、オンラインで焼入れを行う必要がある。しかしながら、オンラインの熱処理では、生産性が低下することが予想され、またライン上で直接焼入れを行うにしても、転位導入による強度上昇を考慮しなければならないため、強度が高くなり過ぎないように低成分にしなければならないという制約がある。その結果、成分設計における自由度が低いものとなり、その他の特性が劣化することが十分考えられる。また上記のような軟化パラメータが規定範囲内であっても、破面遷移温度ｖＴｒｓが０℃を超える実施例が存在し、構造物としての特性を十分に満足できない可能性がある。
【００１１】
一方、上記各種用途に用いられる高張力鋼板は、溶接することによって各種構造物が構築されることになるのであるが、高張力鋼板に要求される特性としては、大入熱溶接を適用したときの溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が良好であることが必要である。
【００１２】
また、地震に対する終局耐力設計の適用に対して、降伏比［降伏強度／引張強さ×１００（％）］が小さいこと（即ち、塑性変形能が高いこと）が要求されることもあるが（建築用途の場合、８０％以下）、使用鋼材（鋼重）の削減という観点からすれば、用途によっては高降伏（上記降伏比が８０以上）であることが好ましい。
【００１３】
例えば、引張強さが５７０ＭＰａ以上の高張力鋼において、ＨＡＺ靭性の改善を図る技術として、特許文献４に示されるような技術が提案されている。この技術では、Ｃを極低としてベイナイト相を基本組織（低温変態ベイナイト組織）とすることによって、大入熱溶接時における島状マルテンサイト相（Ｍ−Ａ相）の生成を抑制すると共に、焼入れ性向上元素であるＭｎおよびＣｒ（必要によってはＭｏ）を所定の関係式を満足するように積極的に添加し、且つ大入熱ＨＡＺ靭性を低下する元素であるＶおよびＮｂを所定の関係式を満足するように制御し、更にＢを添加するものである。
【００１４】
Ｃを極低としてベイナイト組織（以下、「極低Ｃベイナイト組織」と呼ぶ）にすることは、Ｍ−Ａ相の生成を抑制し、大入熱ＨＡＺ靭性を向上する上では有効であるが、極低Ｃベイナイト組織にするだけでは、必ずしもＨＡＺ組織の制御が適正になされるとは言えず、場合によっては十分な大入熱ＨＡＺ靭性が得られないことがあった。
【００１５】
また特許文献５には、極低Ｃ（Ｃ含有量：０．０３％以下）で、ＮｂやＢの量を適正化することによって、冷却速度依存性の少ない（即ち、材質のばらつきの少ない）極低Ｃベイナイト鋼とする技術が提案されている。またこの技術では、大入熱ＨＡＺ靭性を向上するという観点から、酸化物系介在物（Ｔｉ，Ｃａ，Ａｌ，ＲＥＭの酸化物）を均一分散させることによってＨＡＺにおける旧オーステナイト粒の粗大化を抑制することも示されている。
【００１６】
しかしながら、溶接入熱量が大きくなれば、ＨＡＺにおける旧オーステナイト粒の粗大化にも限界があり、旧オーステナイト粒の粗大化抑制だけでは、大入熱ＨＡＺ靭性が良好にならない場合がある。
【００１７】
また上記のような、ＨＡＺ靭性を改良する技術は、前述した疲労亀裂特性については、何ら考慮されておらず、ＨＡＺ靭性と疲労亀裂特性の両特性を兼ね備えた技術の確立が望まれているのが実情である。
【特許文献１】特許第３２９８５４４号公報  特許請求の範囲等
【特許文献２】特開２０００−１７３７９号公報  特許請求の範囲等
【特許文献３】特開２００４−２７３５５号公報  特許請求の範囲等
【特許文献４】特許第３６０２４７１号公報  特許請求の範囲等
【特許文献５】特開２０００−３４５２３９号公報  特許請求の範囲等
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１８】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、ベイナイトを主体とする鋼板において、各結晶方位関係を適切に規定することによって、疲労亀裂進展抵抗性をより優れたものとすると共に、ＨＡＺ靭性をも極力改善することのできる高降伏比高張力鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１９】
上記目的を達成することのできた本発明の高降伏比高張力鋼板とは、Ｃ：０．０１〜０．０５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃｒ：０．４〜２．０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００２０〜０．０１０％を夫々含有し、残部：鉄および不可避不純物からなると共に、下記（１）式で規定されるＰＭ値が０．２７％未満を満足し、且つベイナイト相を主体とする組織からなり、２つの結晶の方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、当該結晶粒の平均円相当径が１５μｍ以下であって、隣接する結晶粒同士の方位差が５５〜６０°である割合が０．３以上である点に要旨を有するものである。尚、本発明において、「ベイナイトを主体とする」とは、ベイナイト相が組織中に９０面積％以上を占める状態を意味する。
ＰＭ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／３０＋［Ｃｒ］／２３＋［Ｍｏ］／５＋［Ｓｉ］／５
＋［Ｃｕ］／５０＋［Ｎｉ］／５０…（１）
但し、［Ｃ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｓｉ］，［Ｃｕ］および［Ｎｉ］は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｓｉ，ＣｕおよびＮｉの含有量（質量％）を示す。
【００２０】
本発明の鋼板においては、上記基本成分以外（残部）は、残部が鉄および不可避不純物であるが、必要に応じて（ａ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：２．０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｖ：０．０５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｆ）希土類元素：０．０００３〜０．００３％、等を含有することも好ましく、含有する成分に応じて、高張力鋼板の特性が更に改善される。
【発明の効果】
【００２１】
本発明では、ベイナイトを主体とする組織を有する鋼板において、各結晶方位関係を適切に規定すると共に、ＨＡＺ靭性に影響を与える要因であるＭ−Ａ相量および化学成分組成を厳密に制御して適性化を図ることによって、疲労亀裂進展抑制に優れると共に、良好なＨＡＺ靭性が確保できる高張力鋼板が実現でき、こうした高張力鋼板は、土木、建築、橋梁、海洋構造物、パイプ、船舶、貯蔵、建築機械等の各種用途の構造材料の素材として有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
本発明者らは、前記課題を解決するために、特にベイナイト組織である鋼板に着目し、その鋼板における疲労亀裂進展速度を抑制するための手段について様々な角度から検討した。その結果、次のような知見が得られた。即ち、上記のようなベイナイト組織ではオーステナイトに対して、何通りかの方位関係を持って生成することになるのであるが、鋼板の化学成分組成、組織の生成温度、その他の条件等によって選択される各結晶格子の方位関係が変化することになり、一定の結晶方位差を有する結晶粒界では、特に疲労亀裂進展が抑制されることが判明したのである。そして、結晶方位分布を適切に規定すれば、疲労亀裂進展の抑制を良好に実現できる鋼板が実現できることを見出した。
【００２３】
一方、良好なＨＡＺ靭性を得るための鋼板としては、極低Ｃベイナイト組織を有するものが汎用されているが、本発明者らは、こうした組織を有する鋼板を基本として、そのＨＡＺ靭性を更に改善するために手段について様々な角度から検討した。その結果、高張力鋼に一般的に含有されている元素（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉ等）によってその関係を前記（１）式のように規定してやれば、Ｍ−Ａ相量が適切に制御されて、ＨＡＺ靭性が格段に良好になることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明が完成させた経緯に沿って、本発明で規定する各要件の作用効果について説明する。
【００２４】
ベイナイト相を主体とするような単相組織では、粒界が亀裂進展の抵抗となるものと考えられるが、亀裂進展の際に粒界と亀裂が衝突する頻度を高めれば、亀裂の進展が抑制できるものと考えられた。即ち、粒界を細かくすることによって、亀裂との衝突頻度を高めれば良いとの知見が得られた。但し、粒界を形成する両端の方位差が小さい（例えば、１５°未満）小角粒界（小傾角境界）では、粒界エネルギーが小さくなってその効果が小さいので、前記方位差が１５°以上の大角粒界（大傾角境界）を対象とする必要がある。また、大角粒界のうちでも、隣接する結晶粒同士の方位差が５５〜６０°である割合が高くなるほど、亀裂進展には有効であることも判明したのである（後記図１参照）。
【００２５】
つまり、前記方位差が１５°以上である大角粒界に囲まれた結晶粒で、同一面積の円に換算したときの直径（円相当直径）の平均値で１５μｍ以下とした結晶粒であって、隣接する結晶粒の方位差の分布において、方位差が５５〜６０°である割合が０．３以上（３０％以上）とすることによって、疲労亀裂進展抑制効果に優れた鋼板が実現できたのである。尚、前記「方位差」は、「ずれ角」若しくは「傾角」とも呼ばれているものであり、以下では「結晶方位差」と呼ぶことがある。またこうした結晶方位差を測定するには、ＥＢＳＰ法（Electoron Backscattering Pattern法）を採用すれば良い。
【００２６】
一方、ＨＡＺ靭性を向上するには、ＨＡＺにおいて破壊の起点となるＭ−Ａ相の量をできるだけ低減する必要がある。Ｍ−Ａ相は組織中のＣが濃化し、その部分の変態温度が低下することによって、マルテンサイトと残留オーステナイトが組織中に析出した相である。従って、Ｍ−Ａ相を低減するためには、Ｃ含有量自体を低減することが有効なものとなる。また、Ｍ−Ａ相の低減には、オーステナイト安定化元素（Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｓｉ等）を低減することで残留オーステナイト量を少なくすることが有効である。こうした観点から、上記（１）式で規定されるＰＭ値が０．２７％未満となるような鋼板では、ＨＡＺ中のＭ−Ａ相が十分に少なくなって良好な靭性を示すものとなる。但し、Ｃ含有量やオーステナイト安定化元素を低減させ過ぎると、強度が確保できなくなるという問題が生じるので、基本的な最低含有量は確保する必要がある（この点は後述する）。
【００２７】
上記（１）式においては、Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉ等のように基本とする化学成分には含まれない元素も規定しているが、これらの元素もＨＡＺ靭性に影響を与えるものであるので、必要によって含有されるときには、これらの含有量もＰＭ値の計算に入れる必要がある。従って、これらの元素を含有しないときには、上記（１）式からこれらの元素量を０として計算すれば良い。
【００２８】
尚、上記（１）式で規定される各元素の係数は、実験によって求められたものであるが、次にこの点について説明する。下記表１に示す化学成分組成を有する各鋼種について、熱サイクル試験を行なったときの吸収エネルギーｖＥ-15を求め（詳細な測定方法については後述する）、その基本（ベース）となる鋼種（表１の鋼種Ａ１）との比較において、Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｍｏ，ＳｉおよびＣｕが鋼板の靭性に及ぼす影響について検討した。
【００２９】
【表１】
0004825025.tif 000002
【００３０】
まず、Ｃについて、Ｃの含有量をＸ1、吸収エネルギーｖＥ-15をＹ1としたときに、鋼種Ａ１（Ｃ含有量：０．０３８％、ｖＥ-15：７７Ｊ）とＡ２（Ｃ含有量：０．０５４％、ｖＥ-15：３０Ｊ）との関係については、下記（２）式のような近似式で表せる。
Ｙ1＝−２９３７．５Ｘ1＋１８８．６３        …（２）
【００３１】
同様に、Ｃｒ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｍｏ，ＳｉおよびＣｕについて、その含有量とｖＥ-15の関係を示せば、下記（３）〜（８）式のような近似式（直線近似）で表せる。
［Ｃｒについて：鋼種Ａ１とＡ３］
Ｙ2＝−１２８．１Ｘ2＋１９３．５９        …（３）
（但し、Ｘ2：Ｃｒ含有量、Ｙ2：ｖＥ-15）
［Ｍｎについて：鋼種Ａ１とＡ４］
Ｙ3＝−９８．０Ｘ3＋２３３．９２        …（４）
（但し、Ｘ3：Ｍｎ含有量、Ｙ3：ｖＥ-15）
［Ｎｉについて：鋼種Ａ１とＡ５］
Ｙ4＝−５８．４Ｘ4＋９１．６        …（５）
（但し、Ｘ4：Ｎｉ含有量、Ｙ4：ｖＥ-15）
［Ｍｏについて：鋼種Ａ１、Ａ６およびＡ７］
Ｙ5＝−５７０．０Ｘ5＋２６８．０        …（６）
（但し、Ｘ５：Ｍｏ含有量、Ｙ５：ｖＥ-15）
［Ｓｉについて：鋼種Ａ１とＡ８］
Ｙ6＝−５６０．０Ｘ6＋３０１        …（７）
（但し、Ｘ6：Ｓｉ含有量、Ｙ6：ｖＥ-15）
［Ｃｕについて：鋼種Ａ９とＡ１０］
Ｙ7＝−５９．０Ｘ7＋２５７．８        …（８）
（但し、Ｘ7：Ｃｕ含有量、Ｙ7：ｖＥ-15）
【００３２】
上記（３）式の係数と、（３）〜（８）式の係数（傾き）を比較することによって、Ｃの係数を１としたときの、各元素の係数を求めることができる。例えば、Ｃｒについては、（−２９３８／−１２８）≒２３となる（他の元素についても同様である）。その結果、前記（１）式の関係が求められたのである。
【００３３】
本発明の高張力鋼板は、ベイナイト組織を主体とするものであるが、母材組織の観点から靭性が劣化する上記ベイナイトを避け、極低Ｃベイナイト組織を生成させるように、極低Ｃ系を選択している（化学成分組成については後述する）。また、極低Ｃ系にすることによって、ＨＡＺ部組織においては、Ｍ−Ａ相の量を低減できることや、小入熱時の硬化が小さくなることから、溶接時の予熱をなくす（フリー化）こともできるという利点もある。但し、これらの効果を発揮させるためには、必ずしも１００面積％がベイナイト組織である必要はなく、ベイナイト分率で９０面積％以上であれば良い。ベイナイトの以外の組織としては、マルテンサイトやフェライト等が挙げられる。
【００３４】
本発明の鋼板において、その化学成分組成については基本となる成分であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｂ，ＣａおよびＮを夫々含有するものであるが、これらの成分の範囲限定理由は、次の通りである。
【００３５】
［Ｃ：０．０１〜０．０５％］
Ｃは高張力鋼の強度を増大させるのに有効な元素であり、所望の強度を確保するためには０．０１％以上含有させる必要がある。しかし、Ｃ含有量が過剰になると（中炭素、高炭素になると）、ベイナイトの変態機構が変化して選択されるバリアントが変化したり、本発明で狙う極低Ｃベイナイト組織を安定的に得ることができなくなるので、０．０５％以下とする必要がある。また、Ｃが過剰になると、ブロックサイズが粗大化して小角粒界の割合が増加して、５５〜６０°の結晶方位差を有する大角粒界の割合が減少する傾向を示すことになる。
【００３６】
［Ｓｉ：１．０％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは冷却条件によらず固溶強化により鋼の強度を増加させるのに有効な元素であるが、過剰に含有させると鋼材（母材）に島状マルテンサイト相（Ｍ−Ａ相）を多量に析出させて靭性を劣化させる。こうしたことから、その上限を１．０％とした。尚、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．６％である。
【００３７】
［Ｍｎ：０．５〜２．０％］
Ｍｎは極低Ｃベイナイト組織を生成させて鋼材を強化するのに有効な元素であり、こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは０．５％以上含有させる必要がある。しかしながらＭｎを過剰に含有させると、母材の靭性劣化を引き起こすので上限を２．０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．６％であり、好ましい上限は１．９％である。
【００３８】
［Ｐ：０．５％以下（０％を含まない）およびＳ：０．０２％以下（０％を含まない）］
Ｐは結晶粒に偏析し、延性や靭性に有害に作用する不純物であるので、できるだけ少ない方が好ましいのであるが、不可避的に鋼材に混入することを考慮して０．５％以下に抑制するのが良い。またＳは、鋼材中の合金元素と反応して種々の介在物を形成し、鋼材の延性や靭性に有害に作用するので不純物であるので、できるだけ少ない方が好ましいのであるが、不可避的に混入することを考慮して０．０２％以下に抑制するのが良い。
【００３９】
［Ａｌ：０．０１〜０．０７％］
Ａｌは脱酸剤として有効な元素であると共に、鋼材中のＮを固定することによって、Ｂの固溶量を増加させる元素である。これによって、Ｂによる焼入れ性向上効果が向上することになる。こうした効果を発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、過剰に含有されると鋼材（母材）に島状マルテンサイト相（Ｍ−Ａ相）を多量に析出させて靭性を劣化させる。こうしたことから、その上限を０．０７％とした。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、好ましい上限は０．０６％である。
【００４０】
［Ｃｒ：０．４〜２．０％］
Ｃｒは極低Ｃベイナイト組織を得るために重要な元素である。また、ＨＡＺ組織においてはベイナイトブロックサイズを低減するためにも有効である。更に、焼入れ性を向上させて鋼材の強度を確保する上でも有効な元素である。しかも、変態を抑制し、ベイナイト変態開始温度Ｂｓを低下させる作用も発揮する。ベイナイトは、変態の際にＫ−Ｓ関係（Kurdjiumov-Sachsの関係）を持って変態するが、低温で変態することで、単一のバリアント（いわゆる兄弟晶）からなる微細なブロックが生成するようになる。これらの効果を発揮させるためには、Ｃｒは０．４％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が過剰になって２．０％を超えると、粗大な析出物を形成するので、母材およびＨＡＺのいずれの靭性も劣化する。尚、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．５％であり、好ましい上限は１．８％である。
【００４１】
［Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％］
Ｎｂは極低Ｃベイナイト組織を得るために重要な元素である。また、ＨＡＺ組織においてはベイナイトブロックサイズを低減するためにも有効である。更に、鋼材の強度を確保する上でも有効な元素である。しかも、Ｃｒと同様に、変態を抑制し、ベイナイト変態開始温度Ｂｓを低下させる作用も発揮する。これらの効果を発揮させるためには、Ｎｂは０．００１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になって０．０５０％を超えて含有させてもその効果は飽和する。尚、Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、好ましい上限は０．０４５％である。
【００４２】
［Ｔｉ：０．００５〜０．０３％］
Ｔｉは窒化物を形成させ、大入熱溶接時に旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。またＣｒやＮｂと同様に、変態を抑制し、ベイナイト変態開始温度Ｂｓを低下させる作用も発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると粗大な介在物を析出させ、却ってＨＡＺ靭性を劣化させるので、その上限を０．０３％とする。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、好ましい上限は０．０２５％である。
【００４３】
［Ｂ：０．０００５〜０．００３０％］
Ｂは極低Ｃベイナイト組織を得るために重要な元素である。また焼入性を向上させてフェライト変態を抑制する上でも有効に作用する。更に、ＣｒやＮｂと同様に、変態を抑制し、ベイナイト変態開始温度Ｂｓを低下させる作用も発揮する。そのためには、Ｂは０．０００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｂを過剰に含有させるとその効果が飽和するばかりか、ＨＡＺ組織中での介在物（Ｂ窒化物）が増加してＨＡＺ靭性は却って低下するので、Ｂ含有量の上限は０．００３０％とする必要がある。尚、Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００７％であり、好ましい上限は０．００２５％である。
【００４４】
［Ｃａ：０．０００５〜０．００５％］
Ｃａは介在物形状の異方性を低減する作用があり、ＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０００５％以上含有させる必要があるが、０．００５％を超えて過剰に含有させても介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が却って劣化する。尚、Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、好ましい上限は０．００４％である。
【００４５】
［Ｎ：０．００２０〜０．０１０％］
大入熱溶接ＨＡＺにおいて靭性を高位に確保するためには、旧オーステナイト粒内にＴｉＮを微細析出させて旧オーステナイト粒の粗大化を防止することが有効である。こうした効果を発揮せせるためには、Ｎ含有量は０．００２０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になって０．０１０％を超えると粗大なＴｉＮが析出して破壊の起点となる。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、好ましい上限は０．００８％である。
【００４６】
本発明の高張力鋼板における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物（例えば、Ｏ等）からなるものであるが、必要によって、（ａ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：２．０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｖ：０．０５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｆ）希土類元素：０．０００３〜０．００３％、等を含有することも有効であるが、これらの成分を含有させるときの範囲限定理由は、次の通りである。
【００４７】
［Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは焼入性を向上させて強度向上に有効な元素であるが、０．５％を超えて過剰に含有させると、粗大な硬化相となるので、母材およびＨＡＺのいずれの靭性も劣化する。またＭｏは、変態を抑制し、ベイナイト変態開始温度Ｂｓを低下させる作用も発揮する。ベイナイトが低温で変態することで、単一のバリアント（いわゆる兄弟晶）からなる微細なブロックが生成するようになる。尚、本発明において極低Ｃベイナイト組織を得るためには、必ずしも必要な元素ではなく、無添加でも良い。但し、Ｍｏを含まない場合には、前記（１）式は、Ｍｏを含まないものとして計算する必要がある。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４５％である。
【００４８】
［Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：２．０％（０％を含まない）］
ＣｕおよびＮｉは、母材強度を向上するのに有効な元素である。またこれらの元素は、変態を抑制し、ベイナイト変態開始温度Ｂｓを低下させる作用も発揮する。これらの効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、含有量が過剰になると溶接時にＭ−Ａ相の生成が促進されＨＡＺ靭性が劣化することになるので、いずれも２．０％以下とすることが好ましい。但し、ＣｕやＮｉを含まない場合には、前記（１）式は、ＣｕやＮｉを含まないものとして計算する必要がある。これらの元素の含有量の好ましい上限は１．５％である。
【００４９】
［Ｖ：０．０５％以下（０％を含まない）］
Ｖは母材強度の向上に有効な元素であり、また変態を抑制し、ベイナイト変態開始温度Ｂｓを低下させる作用も発揮する。しかしながら、０．０５％を超えて過剰に含有させるとＨＡＺ部で析出物を形成し、ＨＡＺ靭性が低下することになる。
【００５０】
［Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）］
ＭｇはＴｉＮの析出の核となる酸化物を微細分散させてＨＡＺの靭性向上に寄与する元素であるが、過剰に含有させると酸化物が粗大化して却ってＨＡＺ靭性を低下させるので、０．００５％以下にすべきである。
【００５１】
［Ｚｒ：０．００５％以下（０％を含まない）］
ＺｒはＴｉと同様に、窒化物や酸化物を形成して、ＨＡＺ部の旧オーステナイト粒の粗大化を防止してＨＡＺ靭性を向上させるのに有効な元素であるが、過剰に含有させると介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が劣化するので０．００５％以下にすべきである。
【００５２】
［希土類元素：０．０００３〜０．００３％］
希土類元素（ＲＥＭ）は、Ｃａと同様に、介在物形状の異方性を低減してＨＡＺ靭性を向上するのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．０００３％以上含有させることが好ましい。しかしながら、ＲＥＭの含有量が０．００３％を超えて過剰になると、介在物が粗大化してＨＡＺ靭性が却って低下することになる。
【００５３】
本発明の高張力鋼板は、ベイナイトを主体とする組織からなるものであるが、オーステナイト状態で冷却を行うことによって、過冷状態となり、Ａｒ3変態点を低下すると共にベイナイト組織とすることができる。特に低温で変態させると、変態の際の原子の移動可能距離が低下し、変態挙動も拡散型変態から剪断型変態に変化して対応粒界の生成が促進されることになる。具体的な製造条件としては、下記（１）〜（５）の製造方法を適用することが望ましい。
（１）９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、Ａｒ3変態点〜９００℃の温度範囲で圧延を終了した後、冷却速度を５℃／秒以上として４５０℃以下まで加速冷却（例えば、水冷）を行なう。
（２）９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、Ａｒ3変態点〜９００℃の温度範囲で圧延を終了した後、冷却速度を５℃／秒以上として４５０℃以下まで加速冷却（例えば、水冷）を行ない、その後５００〜７００℃の温度域で焼戻し処理を行なう。
（３）９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、Ａｒ3変態点〜９００℃の温度範囲で圧延を終了した後、再びＡｃ3変態点以上の温度まで加熱し、その後冷却速度を５℃／秒以上として４５０℃以下まで冷却を行なう。
（４）９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、Ａｒ3変態点〜９００℃の温度範囲で圧延を終了した後、再びＡｃ3変態点以上の温度まで加熱し、冷却速度を５℃／秒以上として４５０℃以下まで冷却を行ない、引き続き５００〜７００℃の温度域で焼戻し処理を行なう。
（５）９５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、再結晶温度域で圧延を行なった後、冷却速度を１℃／秒以上として６００〜７００℃の温度域まで冷却を行ない、引き続きその温度で過冷オーステナイトの状態で圧下率３０％以上の圧延を行ない、その後再度加速冷却を行なう。
【００５４】
上記（１）〜（４）の方法において、冷却の停止温度については、ベイナイト組織が主体となる温度まで冷却する必要があるので、４５０℃以下とする。また加熱温度が９５０℃未満では、十分にオーステナイト状態とならない。しかし、加熱温度が１２５０℃を超えると、オースナイト粒が粗大化し、変態後の大角粒径も粗大化してしまう。圧延後再加熱する場合は、完全にオーステナイト状態にする必要があるので、Ａｃ3変態点温度以上とする必要がある。尚、上記（５）の方法では、オーステナイトに低温で圧延を加えることによって、多くの変形帯を導入することができ、オースフォーム（加工熱処理）効果により核生成サイトが増加するので、組織を微細化し、疲労亀裂進展抑制効果を高めることができる。
【００５５】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・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ものである。
【実施例】
【００５６】
［実施例１］
下記表２に示す化学成分組成の鋼（鋼種Ａ〜Ｒ）を用い、下記表３に示す製造条件にて鋼板を製造した。尚、表２には、本発明で規定するＰＭ値についても示した。尚、表２における鋼種Ａ〜Ｍは、本発明で規定する化学成分組成を満足するものであり、鋼種Ｎ〜Ｒは本発明で規定する要件（化学成分組成、ＰＭ値）のいずれかが外れたものである。
【００５７】
【表２】
0004825025.tif 000003
【００５８】
【表３】
0004825025.tif 000004
【００５９】
得られた各鋼板について、ベイナイト分率、鋼材（母材）の引張特性［０．２％耐力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ：ＹＳ／ＴＳ）］、衝撃特性（破面遷移温度ｖＴｒｓ）、耐溶接低温割れ性、ＨＡＺ靭性等を下記の方法によって測定すると共に、大角粒界径（平均円相当径）、結晶方位差が５５〜６０°の割合、疲労亀裂進展速度等を下記の方法によって測定した。これらの結果を一括して、下記表４に示す。
【００６０】
［ベイナイト分率（面積率）］
各鋼板のｔ／４（ｔは板厚）から鏡面研磨後試験片を採取し、これを２％硝酸−エタノール溶液（ナイタール溶液）でエッチングした後、５視野において光学顕微鏡を用いて４００倍で観察を行ない、画像解析によって鋼組織中のベイナイト分率（面積％）を測定した。この際、フェライト（ポリゴナルフェライト・擬ポリゴナルフェライトを含む）以外のラス状組織は全てベイナイトとみなした。
【００６１】
［鋼板の引張特性］
鋼板のｔ／４（ｔは板厚）からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１  ４号試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の要領で引張試験を行ない、降伏強度（０．２％耐力：ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（降伏強度／引張強度×１００％：ＹＲ）を測定した。本発明では、引張強度ＴＳ：５７０ＭＰａ以上、降伏比ＹＲ：８０％以上を合格とした。
【００６２】
［鋼板の靭性］
鋼板のｔ／４からＬ方向（圧延方向）に、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２  Ｖノッチ試験片を採取してＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行ない、シャルピー試験片の脆性破面率が５０％となる温度を近似して破面遷移温度（ｖＴｒｓ）として測定した。ｖＴｒｓが−２０℃以下を目標として合格とした。
【００６３】
［耐溶接低温割れ性］
ＪＩＳ  Ｚ  ３１５８のｙ形溶接割れ試験法に従い、入熱量：１．５ＫＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行ない、予熱温度２５℃において断面割れ率を測定し、割れ率０％を合格とした。
【００６４】
［溶接ＨＡＺ靭性］
ＨＡＺ再現試験を行なった。鋼板から採取した試験片［１２．５×３２×５５（ｍｍ）の試験片を各５本採取］に１４００℃×５秒加熱後、入熱量１０ＫＪ／ｍｍに相当する［８００〜５００℃までを８０秒で冷却］熱サイクル試験を行なった。その後、各試験片から２本のシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２  Ｖノッチ試験片）を採取し、各鋼板毎に１０本で−１５℃における平均衝撃吸収エネルギーｖＥ-15を求めた。平均１００Ｊ以上を合格とした。
【００６５】
［大角粒界径（平均円相当径）］
鋼板の圧延方向に平行な断面において、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（電子放出型走査電子顕微鏡を用いた電子後方散乱回折像法）によって測定した。具体的には、Ｔｅｘ  ＳＥＭ  Ｌａｂｏｒａｔｒｉｅｓ社のＥＢＳＰ装置（商品名：「ＯＩＭ」）を、ＥＦ−ＳＥＭと組み合わせて用い、傾角（結晶方位差）が１５°以上の境界を結晶粒界として、結晶粒径を測定した。このときの測定条件は、測定領域：２００μｍ、測定ステップ：０．５μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Confidence Index）が０．１よりも小さい測定点は解析対象から除外した。このようにして求められる結晶粒径の平均値を算出して、本発明における平均結晶粒径とした。尚、結晶粒径が２．０μｍ以下のものについては、測定ノイズと判断し、結晶粒径の平均値計算の対象から除外した。
【００６６】
［結晶方位差が５５〜６０°の割合］
ＯＩＭ自動分析ソフトにより、各粒界における方位差を測定することによって、結晶方位差が５５〜６０°の割合を求めた（計算した）。
【００６７】
［疲労亀裂進展速度］
ＡＳＴＭ  Ｅ６４７に準拠し、コンパクト型試験片を用いて、疲労亀裂進展試験を実施することによって、疲労亀裂進展速度を求めた。この際、下記（９）式によって規定されるパリス則が成り立つ安定成長領域ΔＫ＝２０（ＭＰａ・√ｍ）での値を代表値として評価した。尚、疲労亀裂進展速度の評価、基準については、通常の鋼材が４〜６×１０-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ（ΔＫ＝２０のとき）程度の進展速度であることから、３．５×１０-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下を基準とした。
ｄａ／ｄｎ＝Ｃ（ΔＫ）m…（９）
但し、ａ：亀裂長さ，ｎ：繰り返し数，Ｃ，ｍ：材料、荷重等の件で決まる定数を夫々示す。
【００６８】
【表４】
0004825025.tif 000005
【００６９】
表４の結果から次のように考察できる。ます試験Ｎｏ．１〜１１のものは、本発明で規定する要件を満足するものであり、十分な疲労亀裂進展抑制効果（進展速度で３．５×１０-5ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下）が発揮されると共に、靭性、ＨＡＺ靭性のいずれも良好な値を示していることが分かる。
【００７０】
これに対して、試験Ｎｏ．１４〜１８のものでは、本発明で規定する要件のいずれかを欠くものであり、いずれも疲労進展抑制効果が発揮されていない。
【００７１】
試験Ｎｏ．１４のものでは、Ｃ含有量が過剰になっており（表２の鋼種Ｎ）、本発明で目標とする極低Ｃベイナイト組織が得られず、ＨＡＺ靭性が劣化している。また、試験Ｎｏ．１５のものでは、Ｃ含有量が更に過剰になっており（表２の鋼種Ｏ）、ＨＡＺ組織中のＭ−Ａ量が促進され、靭性が劣化しており、また疲労強度も劣化している。
【００７２】
試験Ｎｏ．１６のものでは、Ｍｎ含有量が過剰になっており（表２の鋼種Ｐ）、ＨＡＺ靭性が劣化している。また、試験Ｎｏ．１７のものでは、Ｃｒ含有量が過剰になっており（表２の鋼種Ｑ）、ＨＡＺ靭性が劣化している。更に、試験Ｎｏ．１８のものでは、Ｍｏ含有量が過剰になっており（表２の鋼種Ｒ）、ＨＡＺ靭性が劣化している。
【００７３】
表４の結果に基づき、ＰＭ値とｖＥ-15の関係を図１に、結晶方位差が５５〜６０°の割合と疲労亀裂進展速度の関係を図２に夫々示す。ＰＭ値を０．２７％未満とすることによって優れた靭性を発揮すると共に、結晶方位差が５５〜６０°の割合を０．３以上とすることによって疲労亀裂進展速度が十分低くなっていることが分かる。
【００７４】
［実施例２］
前記表１に示した鋼種Ａを用い、入熱量を変える以外は実施例と同様にしてＨＡＺ再現試験を行なった。このときの入熱量：１〜２０ＫＪに相当するように、８００〜５００℃までの冷却時間を変えて熱サイクル試験を行なった。尚、入熱量１ＫＪ／ｍｍでは冷却時間１０秒、入熱量２ＫＪ／ｍｍでは冷却時間２０秒、入熱量５ＫＪ／ｍｍでは冷却時間４０秒、入熱量７ＫＪ／ｍｍでは冷却時間６０秒、入熱量１５ＫＪ／ｍｍでは冷却時間１２０秒、入熱量２０ＫＪ／ｍｍでは冷却時間１６０秒となる。
【００７５】
その後、各試験片から２本のシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２  Ｖノッチ試験片）を採取し、各鋼板毎に１０本で−１５℃における平均衝撃吸収エネルギーｖＥ-15を求めた。
【００７６】
その結果を、下記表５に示すが、本発明の高張力鋼板（鋼種Ａ）では、入熱量２０ＫＪ／ｍｍまでは優れたＨＡＺ靭性を示していることが分かる。
【００７７】
【表５】
0004825025.tif 000006
【図面の簡単な説明】
【００７８】
【図１】ＰＭ値とｖＥ-15の関係を示すグラフである。
【図２】結晶方位差が５５〜６０°の割合と疲労亀裂進展速度の関係を示すグラフである。
【図１】
0004825025.tif 000007
【図２】
0004825025.tif 000008