(57)【要約】【課題】多量の合金元素を添加することなく、低コストで製造でき、低温靭性に優れ、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板とその製造方法を提供すること【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２％以上、０．０７％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００４〜０．００６％を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、Ｃ／（Ｍｏ+Ｔｉ）が０．５〜３で、Ｔｉ／Ｎが２〜４で、（ａ）式で表されるＣｅｑが０．３８以下で、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織で、Ｔｉと、Ｍｏとを含む粒径１０ｎｍ未満の微細炭化物が分散析出していることを特徴とする、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板。Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ/６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）/１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）/５…（ａ）【選択図】図１
2005060836.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２％以上、０．０７％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００４〜０．００６％を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ+Ｔｉ）が０．５〜３であり、質量％でのＴｉ量とＮ量との比であるＴｉ／Ｎが２〜４であり、（ａ）式で表されるＣｅｑが０．３８以下であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、Ｔｉと、Ｍｏとを含む粒径１０ｎｍ未満の微細炭化物が分散析出していることを特徴とする、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ/６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）/１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）/５…（ａ）
但し、（ａ）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および/またはＶ：０．００５〜０．１％を含有し、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）が０．５〜３であり、Ｔｉと、Ｍｏと、Ｎｂおよび／またはＶとを含む粒径１０ｎｍ未満の微細炭化物が分散析出してい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高強度鋼板。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．０２以上、０．０７％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００４〜０．００６％を含有し、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および／またはＶ：０．００５〜０．１％を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、原子％でのＣ量とＴｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比であるＣ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）が０．５〜３であり、質量％でのＴｉ量とＮ量との比であるＴｉ／Ｎが２〜４であり、（ｂ）式で表されるＣｅｑが０．３８以下であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、Ｔｉと、Ｎｂおよび／またはＶとを含む、粒径２０ｎｍ未満の微細炭化物が分散析出していることを特徴とする、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ/６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）/１５＋（Ｃｒ＋Ｖ）/５・・・（ｂ）
但し、（ｂ）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
【請求項４】
さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし請求項３のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板。
【請求項５】
請求項１ないし請求項４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃/s以上の冷却速度で３００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする、溶接熱影響部靭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、建築、海洋構造物、造船、土木、建設機械、ラインパイプ等の分野で使用される、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
溶接鋼構造物の大型化、またコスト削減の観点から、より高強度、高靭性を有する鋼板の需要が高まっている。さらに、寒冷地の開発推進に伴い、鋼板を−３０℃以下で使用するような場合にも一定以上の性能を厳格に要求される傾向にあり、靭性に関しては、吸収エネルギー以外に、破面率についても一定以上の水準を要求される場合がある。通常、高強度高靭性鋼板は、焼入れ焼戻し処理や制御圧延・制御冷却を用いる、いわゆるＴＭＣＰにより製造されるが、焼入れ焼戻し処理は時間と手間を要し、製造コスト高である。また、ＴＭＣＰを用いて鋼材の高強度化を行う際には、鋼材への多量の合金元素の添加が必要であり、合金元素添加によるコスト上昇、溶接熱影響部靭性の劣化が問題となる。
【０００３】
焼入れ焼戻し処理の欠点を補うために、圧延後そのまま焼入れを行う直接焼入れ技術が知られているが、焼戻し工程を圧延・冷却ラインと別のラインで行うため従来の形式と大差がなく、製造効率、製造コストの改善には至らない（例えば、特許文献１、特許文献２参照。）。
【０００４】
一方、圧延から焼入れ焼戻し処理までを同一ラインで行い、かつ急速加熱で保持時間無しの焼戻し処理を行う技術が知られている（例えば、特許文献３、特許文献４参照。）。すべての工程を同一ラインで行うことで製造時間が短縮されるので、製造効率、製造コストが大幅に改善される。また、この技術で製造された鋼材は、急冷によってベイナイトまたはマルテンサイト組織とした後に、急速加熱焼戻しを行うことによって、過飽和に固溶した炭素が微細なセメンタイトとして析出し、さらに保持時間無しの焼戻し処理によりセメンタイトが粗大化しないため、強度靱性に優れている。
【特許文献１】特公昭５３−６６１６号公報
【特許文献２】特公昭５８−３０１１号公報
【特許文献３】特許３０１５９２３号公報
【特許文献４】特許３０１５９２４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかし、特許文献３、特許文献４に記載の技術では、製造効率、製造コストを大幅に改善できるが、高強度の鋼を得るためには、その実施例が示すように、鋼材の炭素含有量を高めるか、あるいはその他の合金元素の添加量を増やす必要があるため、素材コストの上昇を招くだけでなく、溶接熱影響部靭性の劣化が問題となる。このように従来の技術では、多量の合金元素を添加することなく溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板を製造することは困難である。また低温靭性については、あまり考慮されていない。
【０００６】
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、多量の合金元素を添加することなく、低コストで製造でき、低温靭性に優れ、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板とその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】
【０００７】
このような課題を解決するための本発明の特徴は以下の通りである。
（１）、質量％で、Ｃ：０．０２％以上、０．０７％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００４〜０．００６％を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ+Ｔｉ）が０．５〜３であり、質量％でのＴｉ量とＮ量との比であるＴｉ／Ｎが２〜４であり、（ａ）式で表されるＣｅｑが０．３８以下であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、Ｔｉと、Ｍｏとを含む粒径１０ｎｍ未満の微細炭化物が分散析出していることを特徴とする、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ/６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）/１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）/５…（ａ）
但し、（ａ）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
（２）、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および/またはＶ：０．００５〜０．１％を含有し、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）が０．５〜３であり、Ｔｉと、Ｍｏと、Ｎｂおよび／またはＶとを含む粒径１０ｎｍ未満の微細炭化物が分散析出していることを特徴とする（１）に記載の溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板。
（３）、質量％で、Ｃ：０．０２以上、０．０７％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００４〜０．００６％を含有し、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および／またはＶ：０．００５〜０．１％を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、原子％でのＣ量とＴｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比であるＣ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）が０．５〜３であり、質量％でのＴｉ量とＮ量との比であるＴｉ／Ｎが２〜４であり、（ｂ）式で表されるＣｅｑが０．３８以下であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、Ｔｉと、Ｎｂおよび／またはＶとを含む、粒径２０ｎｍ未満の微細炭化物が分散析出していることを特徴とする、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ/６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）/１５＋（Ｃｒ＋Ｖ）/５・・・（ｂ）
但し、（ｂ）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
（４）、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）ないし（３）のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板。
（５）、（１）ないし（４）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃/s以上の冷却速度で３００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、低温靭性に優れ、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板を、多量の合金元素を添加することなく、低コストで製造することができる。このため建築、海洋構造物、造船、土木、建設機械、ラインパイプ等の溶接構造物に使用する鋼板を、安価で大量に安定して製造することができ、生産性および経済性を著しく高めることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００９】
本発明者らは高強度鋼板の溶接熱影響部靭性改善を目的に、鋼板の製造方法を鋭意検討し、制御圧延後の加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスにおいて、ベイナイト変態途中で再加熱を行うことによって、加速冷却時のベイナイト変態による強化に加え、再加熱時の未変態オーステナイトからのフェライト変態時に析出する微細析出物による析出強化によって、合金元素が少なく低成分系の鋼においても高強度化が可能になるという知見を得た。そして、Ｍｏ、Ｔｉを含有する鋼を用いることで、極めて微細なＭｏと、Ｔｉとの複合炭化物の分散析出が得られ、また、ＮｂやＶを複合添加する場合でも、Ｔｉ、ＭｏとＮｂおよび／またはＶを含む析出物を分散析出させることによってフェライト相の高強度化が達成できるという知見を得た。また、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを含有する鋼を用いることで、極めて微細なＴｉ、Ｎｂ、Ｖを含む複合析出物を分散析出させることによってフェライト相の高強度化が達成できるという知見を得た。さらに、溶接時に１３５０℃以上に達する溶接熱影響部において、高温時にＴｉＮを微細に分散させることにより溶接熱影響部での旧オーステナイト粒が細粒化され、溶接熱影響部の靭性が向上するという知見を得た。
【００１０】
本発明は上記のような、圧延後の加速冷却によって生成したベイナイト相と、その後の再加熱によって生じるＴｉ、Ｍｏを基本として含有する析出物や、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを基本として含有する析出物が分散析出したフェライト相との２相組織を有する高強度鋼板とその製造方法に関するものであり、変態強化に加え析出強化を最大限に活用するため、合金元素を多量に添加する必要がなく、高強度化が達成でき、かつ優れた溶接熱影響部靭性が得られるものである。
【００１１】
以下、本発明の高強度鋼板について詳しく説明する。まず、本発明の高強度鋼板の組織について説明する。
【００１２】
本発明の鋼板の金属組織は実質的にフェライトとベイナイトの２相組織とする。本発明では、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フェライト中に析出する微細析出物による析出強化を複合して活用することにより、合金元素を多量に添加することなく高強度化が可能である。フェライト相は延性に富んでおり、一般的には軟質であるが、本発明では以下に述べる微細な析出物により高強度化を達成できる。一方で、合金元素を多量に添加しない場合には、加速冷却で得られるベイナイト単相組織だけでは強度不足であるが、析出強化されたフェライト相との２相組織であれば十分な強度を有するものとなる。フェライトとベイナイトとの２相組織に、マルテンサイトやパーライトなど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、強度が低下するため、フェライト相とベイナイト相以外の組織分率は少ない程良い。しかし、フェライト相とベイナイト相以外の組織の体積分率が低い場合は影響が無視できるため、トータルの体積分率で５％未満の他の金属組織を、すなわちマルテンサイト、パーライト等を１種または２種以上含有してもよい。また、強度確保の観点からフェライト分率を５％以上に、母材の靭性確保の観点からベイナイト分率を１０％以上にする事が望ましい。
【００１３】
次に、上記のフェライト相内に分散析出する析出物について説明する。
【００１４】
第1の実施形態における本発明の鋼板では、フェライト相中のＭｏとＴｉとを基本として含有する析出物による析出強化を利用している。Ｍｏ及びＴｉは鋼中で炭化物を形成する元素であり、ＭｏＣ、ＴｉＣの析出により鋼を強化することは従来より行われているが、本発明ではＭｏとＴｉを複合添加して、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物を鋼中に微細析出させることにより、ＭｏＣまたはＴｉＣの析出強化の場合に比べて、より大きな強度向上効果が得られることが特徴である。この従来にない大きな強度向上効果は、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物が安定でかつ成長速度が遅いので、粒径が１０ｎｍ未満の極めて微細な析出物が得られることによるものである。
【００１５】
ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物は、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃのみで構成される場合は、ＭｏとＴｉの合計とＣとが原子比で１：１の付近で化合しているものであり、高強度化に非常に効果がある。また、本発明では、Ｎｂおよび／またはＶを複合添加することにより、析出物がＭｏ、ＴｉとＮｂおよび／またはＶを含んだ複合炭化物となり、同様の析出強化が得られることを見出した。Ｔｉの一部をＮｂおよび／またはＶで置換することにより、高強度化の効果を損なわずに溶接熱影響部の靭性をさらに向上させることが可能である。また、この微細炭化物は主にフェライト相中に析出するが、化学成分、製造条件によってはベイナイト相からも析出する。ベイナイト相からも微細炭化物が析出する場合は、鋼板の更なる高強度化が可能である。
【００１６】
また、第２の実施形態における本発明の鋼板では、フェライト相中のＴｉとＮｂおよび／またはＶとを基本として含有する析出物による析出強化を利用している。Ｔｉは鋼中で炭化物を形成する元素であり、ＴｉＣの析出により鋼を強化することは従来より行われているが、本発明ではＴｉ、Ｎｂ、Ｖを複合添加して、ＴｉとＮｂおよび／またはＶとを基本として含有する複合炭化物を鋼中に微細析出させることにより、ＴｉＣまたはＮｂＣ、ＶＣの析出強化の場合に比べて、より大きな強度向上効果が得られることが特徴である。この従来にない大きな強度向上効果は、ＴｉとＮｂおよび／またはＶを基本として含有する複合炭化物が安定でかつ成長速度が遅いので、粒径が２０ｎｍ未満の極めて微細な析出物が得られることによるものである。また、この微細炭化物は主にフェライト相中に析出するが、化学成分、製造条件によってはベイナイト相からも析出る。ベイナイト相からも微細炭化物が析出する場合は、鋼板の更なる高強度化が可能である。尚、Ｔｉと、Ｎｂおよび／またはＶとを含有する複合炭化物は、鋼がＭｏを含有する第一の実施形態の場合にも、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物と同時に分散析出する場合もある。
【００１７】
これら１０ｎｍ未満のＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物、または２０ｎｍ未満のＴｉとＮｂおよび／またはＶを基本として含有する複合炭化物の析出物の個数は、たとえば降伏強度が４４８ＭＰａ以上の高強度鋼板とするためには、２×１０３個/μｍ３以上析出させることが好ましい。析出形態としては、ランダムでも列状でも良く、特に規定されない。また、ＭｏとＴｉとを主体とする複合炭化物やＴｉと、Ｎｂおよび／またはＶとの複合炭化物以外の析出物を含有する場合は、ＭｏとＴｉの複合炭化物やＴｉと、Ｎｂおよび／またはＶとの複合炭化物による高強度化の効果を損なわず靭性を劣化させない程度とするが、２０ｎｍ未満の析出物の個数はＴｉＮを除いた全析出物の個数の９５％以上であることが好ましい。なお、この微細な複合炭化物の析出物の平均粒径は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で撮影した写真を画像処理し、個々の析出物と同じ面積の円の直径を個々の複合炭化物について求め、それらの直径の平均値として求めることができる。
【００１８】
本発明において鋼板内に分散析出する析出物である、ＭｏとＴｉとを主体とする複合炭化物やＴｉと、Ｎｂおよび／またはＶとの複合炭化物は、以下に述べる成分の鋼に本発明の製造方法を用いて鋼板を製造することにより得ることができる。
【００１９】
次に、本発明の高強度鋼板の化学成分について説明する。以下の説明において％で示す単位は全て質量％である。
【００２０】
Ｃ：０.０２％以上、０.０７％未満とする。Ｃは炭化物として析出強化に寄与する元素であるが、０.０２％未満では十分な強度が確保できず、０.０７％以上では靭性を劣化させるため、Ｃ含有量を０.０２％以上、０.０７％未満に規定する。さらに好適には、０．０３〜０．０６％である。
【００２１】
Ｓｉ：０.０１〜０.５％とする。Ｓｉは脱酸のため添加するが、０.０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０.５％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ含有量を０.０１〜０.５％に規定する。さらに好適には、０．０１〜０．３％である。
【００２２】
Ｍｎ：０.５〜１．８％とする。Ｍｎは強度、靭性のため添加するが、０.５％未満ではその効果が十分でなく、１．８％を超えると溶接性が劣化するため、Ｍｎ含有量を０.５〜１．８％に規定する。好ましくは、０．５％以上、１．５％未満である。
【００２３】
Ｔｉ：０.００５〜０.０２５％とする。Ｔｉは本発明において重要な元素である。０.００５％以上添加することで、Ｍｏや、Ｎｂおよび／またはＶと複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０.０２５％を超える添加は溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉ含有量は０.００５〜０.０２５％に規定する。
【００２４】
Ａｌ：０.０８％以下とする。Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０.０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ含有量は０.０８％以下に規定する。好ましくは、０．０１〜０．０８％とする。
【００２５】
Ｎ：０．００４〜０．００６％とする。ＮはＴｉと共に析出物を形成し、１３５０℃以上に達する溶接熱影響部の高温域において微細分散することにより、溶接熱影響部の旧オーステナイト粒を細粒化し、溶接熱影響部の靭性向上に大きく寄与する。０．００４％未満ではその効果が十分ではなく、０．００６％を超えて添加すると、析出物が粗大化し溶接熱影響部の靭性劣化を招くと共に製鋼段階でのスラブ割れも招くため、Ｎ含有量は０．００４〜０．００６％とする。
【００２６】
第1の実施形態における本発明の鋼板は、Ｍｏを含有する。
【００２７】
Ｍｏ：０.０５〜０.３％とする。Ｍｏは、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物を析出させる場合に重要な元素であり、添加する場合は、０.０５％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との微細な複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０.３％を超えると溶接熱影響部靭性の劣化を招くことから、Ｍｏ含有量を０.０５〜０.３％に規定する。さらに、溶接熱影響部靭性の観点からＭｏ含有量を０．１〜０．２％とすることが好ましい。
【００２８】
第1の実施形態における本発明の高強度鋼板はＭｏを含有する上記の成分の鋼を用いることで、ＴｉとＭｏを含有する複合炭化物の微細析出物が得られるが、析出強化を最大限に利用するためには、炭化物を形成する元素の含有量の割合を以下のように制限することが望ましい。すなわち、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量の比である、Ｃ／(Ｍｏ＋Ｔｉ)は０.５〜３が好ましい。本発明による高強度化はＴｉ、Ｍｏを含む析出物によるものである。この複合析出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で添加することによって、熱的に安定かつ非常に微細な複合析出物を得ることが出来る。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値が０.５未満または３を越える場合はいずれかの元素量が過剰であり、溶接熱影響部に島状マルテンサイトなどの硬化組織が形成し溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値を０.５〜３とするのが好ましい。ただし、各元素記号は原子％での各元素の含有量である。なお、質量％の含有量を用いる場合には(Ｃ／１２．０１)/(Ｍｏ／９５．９＋Ｔｉ／４７．９)で表される。Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値を０．７〜２とすると、粒径５ｎｍ以下のより微細な析出物が得られるためより好ましい。
【００２９】
Ｍｏを含有する場合は、鋼板の強度及び溶接熱影響部靭性をさらに改善する目的で、Ｎｂ、Ｖの１種または２種を含有してもよい。また、Ｍｏを含有しない第２の実施形態においては、Ｔｉと共に複合析出物を形成させるためにＮｂおよび／またはＶを含有する。
【００３０】
Ｎｂ：０.００５〜０.０７％とする。Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させるが、Ｔｉ及びＭｏと共に、またはＴｉと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０７％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量は０.００５〜０.０７％に規定する。
【００３１】
Ｖ：０.００５〜０.１％とする。ＶもＮｂと同様にＴｉ及びＭｏと共に、またはＴｉと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.１％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖ含有量は０.００５〜０.１％に規定する。
【００３２】
Ｍｏを含有し、Ｎｂおよび／またはＶを含有する場合には、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比である、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）は０.５〜３とすることが好ましい。本発明による高強度化はＴｉ、Ｍｏを含む析出物によるが、Ｎｂおよび／またはＶを含有する場合はそれらを含んだ複合析出物（主に炭化物）となる。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値が０.５未満または３を越える場合はいずれかの元素量が過剰であり、溶接熱影響部に島状マルテンサイトなどの硬化組織が形成し溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値を０.５〜３と規定する。ただし、各元素記号は原子％の各元素の含有量である。なお、質量％の含有量を用いる場合には(Ｃ／１２．０１)/(Ｍｏ／９５．９＋Ｔｉ／４７．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４)で表される。より好ましくは、０．７〜２であり、粒径５ｎｍ以下のさらに微細な析出物が得られる。
【００３３】
また、本発明の高強度鋼板がＭｏを含有しない第２の実施形態の場合には、Ｔｉと、Ｎｂおよび／またはＶとを含有する複合炭化物の微細析出物が得られるが、析出強化を最大限に利用するためには、炭化物を形成する元素の含有量の割合を以下のように制限することが望ましい。すなわち、原子％でのＣ量と、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量との比である、Ｃ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）は０.５〜３とするのが好ましい。この場合の高強度化はＴｉ、Ｎｂ、Ｖを含む析出物によるものである。この複合析出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Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ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で添加することによって、熱的に安定かつ非常に微細な複合析出物を得ることが出来る。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値が０.５未満または３を越える場合はいずれかの元素量が過剰であり、溶接熱影響部に島状マルテンサイトなどの硬化組織が形成し溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値を０.５〜３とするのが好ましい。ただし、各元素記号は原子％での各元素の含有量である。なお、質量％の含有量を用いる場合には(Ｃ／１２．０１)/（Ｔｉ／４７．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４)で表される。Ｃ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値を０．７〜２とすると、粒径１０ｎｍ以下のより微細な析出物が得られるためより好ましい。
【００３４】
Ｔｉ／Ｎ：２〜４とする。質量％でのＴｉ量とＮ量との比であるＴｉ／Ｎ量を適正な範囲に規定することにより、ＴｉＮが微細に分散し溶接熱影響部の旧オーステナイト粒の微細化が達成され溶接熱影響部の靭性が向上する。Ｔｉ／Ｎ量が２未満の場合、その効果が十分ではなく、４を超えると析出物が粗大化し溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｔｉ／Ｎの値を２〜４に規定する。
【００３５】
本発明では鋼板の強度や靱性をさらに改善する目的で、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃａの１種又は２種以上を含有してもよい。
【００３６】
Ｃｕ：０.５％以下とする。Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０.５％を上限とする。
【００３７】
Ｎｉ：０.５％以下とする。Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加するとコスト的に不利になり、また、溶接熱影響部靱性が劣化するため、添加する場合は０.５％を上限とする。
【００３８】
Ｃｒ：０.５％以下とする。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。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０.５％を上限とする。
【００３９】
Ｂ：０.００５％以下とする。Ｂは強度上昇、ＨＡＺ靭性改善に寄与する元素である。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０.００５％を越えて添加すると溶接性を劣化させるため、添加する場合は０.００５％以下とする。
【００４０】
Ｍｇ：０．００５％以下とする。Ｍｇは溶接熱影響部靭性の改善に寄与する元素である。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．００５％を超えて添加すると逆に溶接熱影響部靭性を劣化させるため、添加する場合は０．００５％以下とする。
【００４１】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％とする。Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御して靭性を改善する。０．０００５％以上でその効果が現れ、０．００３％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させて靭性を劣化させるため、添加する場合には０．０００５〜０．００３％とする。
【００４２】
また、溶接性の観点から、強度レベルに応じて下記の（ａ）式で定義されるＣｅｑの上限を規定することが好ましい。降伏強度が４４８ＭＰａ以上の場合には、Ｃｅｑを０．３２％以下、降伏強度が４８２ＭＰａ以上の場合には、Ｃｅｑを０．３５％以下、降伏強度が５５１ＭＰａ以上の場合には、Ｃｅｑを０．３８％以下にすることで良好な溶接性を確保することが出来る。
【００４３】
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ/６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）/１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）/５…（ａ）
但し、（ａ）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
【００４４】
本発明の鋼板がＭｏを含有しない場合には、（ａ）式の替わりに下記（ｂ）式を用いればよい。
【００４５】
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５…（ｂ）
但し、（ｂ）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
【００４６】
なお、本発明の鋼材については、板厚１０ｍｍから３０ｍｍ程度の範囲でＣｅｑの板厚依存性はなく、３０ｍｍ程度まで同じＣｅｑで設計することができる。
【００４７】
上記以外の残部は実質的にＦeからなり、不可避不純物をはじめ、本発明の作用効果を害さない元素を微量に添加することができる。例えば、ＲＥＭ、Ｗ、Ｚｒをそれぞれ、０．０２％以下添加しても良い。
【００４８】
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
【００４９】
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フェライト中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ことにより、合金元素を多量に添加することなく高強度化が可能な技術である。本発明では、加速冷却によりベイナイト変態領域まで過冷することにより、その後の再加熱時に温度保持することなくフェライト変態を完了させることが可能である。
【００５０】
図１は、本発明の組織制御方法を概略的に示す図である。Ａｒ３以上のオーステナイト領域（Ａ）からベイナイト変態領域（Ｂ）まで加速冷却（Ｃ）することで、オーステナイト単相１０から、未変態オーステナイト１１とベイナイト１２の混合組織とする。冷却後、直ちにフェライト領域（Ｅ）まで再加熱（Ｄ）することにより、オーステナイト１１はフェライトに変態し、フェライト相中には微細析出物が分散析出して、微細析出物によって析出強化したフェライト相１３となる。一方、ベイナイト相１２は焼戻されて焼戻しベイナイト１４となる。焼戻しベイナイト１４は微細析出物が分散析出して、析出強化される場合もある。以下、具体的にこの組織制御方法を詳しく説明する。
【００５１】
本発明の高強度鋼板は上記の成分組成を有する鋼を用い、加熱温度：１０００〜１３００℃、圧延終了温度：Ａｒ３温度以上で熱間圧延を行い、その後５℃／s以上の冷却速度で３００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０.５℃／s以上の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行うことで、金属組織をフェライトとベイナイトの２相組織とし、ＭｏとＴｉとを主体とする微細な複合炭化物や、Ｔｉと、Ｎｂおよび／またはＶとを含む微細な複合炭化物をフェライト相中に分散析出することができる。ここで、温度は鋼板の平均温度とする。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮して、計算により求めたものである。また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却終了温度（３００〜６００℃）まで冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度である。また、昇温速度は、冷却後、再加熱温度（５５０〜７００℃）の温度までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で割った平均昇温速度である。以下、各製造条件について詳しく説明する。
【００５２】
加熱温度：１０００〜１３００℃とする。加熱温度が１０００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、１３００℃を超えると靭性が劣化するため、１０００〜１３００℃とする。好ましくは、１０５０〜１２５０℃である。
【００５３】
圧延終了温度：Ａｒ３温度以上とする。Ａｒ３温度とは、冷却中におけるフェライト変態開始温度を意味し、以下の（ｃ）式を用いて求めることができる。圧延終了温度がＡｒ３温度以下になると、その後のフェライト変態速度が低下するため、再加熱によるフェライト変態時に十分な微細析出物の分散析出が得られず、強度が低下するため、圧延終了温度をＡｒ３温度以上とする。
Ａｒ３＝９１０-３１０Ｃ-８０Ｍｎ-２０Ｃｕ-１５Ｃｒ-５５Ｎｉ-８０Ｍｏ…（ｃ）
圧延終了後、直ちに５℃／s以上の冷却速度で冷却する。冷却速度が５℃／s未満では冷却時にフェライトを生成するため、ベイナイトによる強化が得られないだけでなく、７００℃以上の高温域でのフェライト変態時に生じた析出物が容易に粗大化するため、十分な強度が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度を５℃／s以上に規定する。また、冷却開始温度がＡｒ３温度以下となりフェライトが生成すると、再加熱時に微細析出物の分散析出が得られず強度不足を招くため、冷却開始温度をＡｒ３温度以上とする。このときの冷却方法については製造プロセスによって任意の冷却設備を用いることが可能である。
【００５４】
冷却停止温度：３００〜６００℃とする。圧延終了後加速冷却でベイナイト変態域である３００〜６００℃まで急冷することにより、ベイナイト相を生成させ、かつ、ベイナイト変態途中で冷却を停止することによって、未変態のオーステナイトをその後の再加熱時にフェライトに変態させることが可能となる。さらに、過冷却により駆動力が大きくなるため、再加熱過程でのフェライト変態が促進され、短時間の再加熱でフェライト変態を完了させることが可能となる。冷却停止温度が３００℃未満では、ベイナイト変態がほぼ完了するためにその後の再加熱によって十分な量のフェライトが得られなくなり、また６００℃を超えるとフェライト変態の駆動力が十分でなく、再加熱時にフェライト変態が完了せずパーライトが析出するため微細炭化物の析出が不十分であり十分な強度が得られないため、加速冷却停止温度を３００〜６００℃に規定する。
【００５５】
加速冷却後直ちに０.５℃／s以上の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行う。このプロセスは本発明における重要な製造条件である。フェライト相の強化に寄与する微細析出物は、再加熱時のフェライト変態と同時に析出する。このような微細析出物を得るためには、加速冷却後直ちに５５０〜７００℃の温度域まで再加熱する必要がある。また、再加熱の際には、冷却後の温度より少なくとも５０℃以上昇温することが望ましい。昇温速度が０.５℃／s未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化し、またパーライト変態が生じるため、微細析出物の分散析出が得られず十分な強度を得ることができない。再加熱温度が５５０℃未満ではフェライト変態が進行せずに、ベイナイト変態を生じるため、十分な析出強化が図れず、７００℃を超えると析出物が粗大化し十分な強度が得られないため、再加熱の温度域を５５０〜７００℃に規定する。再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、フェライト変態が十分に進行するため、微細析出による高い強度が得られる。しかし、確実にフェライト変態を終了させるために、３０分以内の温度保持を行うことができる。３０分を超えて温度保持を行うと、析出物の粗大化を生じ強度低下を招く場合がある。また、再加熱後の冷却過程でもフェライト変態が進行するので、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とする。しかし、フェライト変態を阻害しない程度の早い冷却速度で冷却を行うこともできる。
【００５６】
図２に、上記の製造方法を用いて製造した本発明の鋼板（０.０５ｍａｓｓ％Ｃ−０.２５ｍａｓｓ％Ｓｉ−１.２ｍａｓｓ％Ｍｎ−０.１ｍａｓｓ％Ｍｏ−０.０１ｍａｓｓ％Ｔｉ）を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した写真を示す。図２によれば、非常に微細な析出物が列状に析出している様子が確認できるが、これは、フェライト変態時のオーステナイト／フェライト界面において析出を生じる変態析出によるものであり、これにより極めて高い析出強化が得られる。また、析出物はＭｏとＴｉを含有する炭化物であり、このことはエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）等を用いて分析して確認した。
【００５７】
図３には、上記の製造方法を用いて製造した本発明の鋼板（０.０５ｍａｓｓ％Ｃ−０.２５ｍａｓｓ％Ｓｉ−１.２ｍａｓｓ％Ｍｎ−０.０１ｍａｓｓ％Ｔｉ−０．０４ｍａｓｓ％Ｎｂ）を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した写真を示す。図３によれば、非常に微細な析出物が列状に析出している様子が確認できるが、これは、フェライト変態時のオーステナイト／フェライト界面において析出を生じる変態析出によるものであり、これにより極めて高い析出強化が得られる。また、析出物はＴｉとＮｂとを含有する炭化物であり、このことはエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）等を用いて分析して確認した。
【００５８】
加速冷却後の再加熱を行うための設備として、加速冷却を行うための冷却設備の下流側に加熱装置を設置することができる。加熱装置としては、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉や誘導加熱装置を用いる事が好ましい。
【００５９】
また、本発明の製造方法を実施するための設備の一例を図４に示す。図４に示すように、圧延ライン１には上流から下流側に向かって熱間圧延機３、加速冷却装置４、誘導加熱装置５、ホットレベラー６が配置されている。誘導加熱装置５あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機３およびそれに引き続く冷却設備である加速冷却装置４と同一ライン上に設置する事によって、圧延、冷却終了後迅速に再加熱処理が行えるので、圧延冷却後の鋼板温度を過度に低下させることなく加熱することができる。
【実施例１】
【００６０】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｒ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚１５、１８、２６ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ.１〜３２）を製造した。
【００６１】
【表１】
2005060836.tif 000003
【００６２】
加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。各鋼板（Ｎｏ.１〜３２）の製造条件を表２に示す。
【００６３】
以上のようにして製造した鋼板のミクロ組織を、光学顕微鏡、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察した。析出物の成分はエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）により分析した。また各鋼板の引張特性を測定した。測定結果を表２に併せて示す。引張特性は、圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。引張強度が５８０ＭＰａ以上を本発明に必要な強度とした。溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱４０ｋＪ／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。そして、−３０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ）が７０J以上、延性破面率（ＳＡ）が５０％以上のものを良好とした。
【００６４】
【表２】
2005060836.tif 000004
【００６５】
表２において、本発明例であるＮｏ.１〜１６はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、引張強度が５８０ＭＰａ以上の高強度であり、溶接熱影響部靭性は良好であり、かつ鋼板の組織は、実質的にフェライト＋ベイナイト２相組織であり、ＴｉとＭｏと、一部の鋼板についてはさらにＮｂおよび／またはＶとを含む粒径が１０ｎｍ未満の微細な炭化物の析出物が分散析出していた。さらに、溶接熱影響部の組織には微細なＴｉＮが分散析出していた。
【００６６】
Ｎｏ.１７〜２３は、化学成分は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、組織がフェライト＋ベイナイト２相組織にならない場合や、微細炭化物が分散析出しない場合があり、強度不足であった。Ｎｏ.２４〜３２は化学成分が本発明の範囲外であるので、十分な強度が得られないか、溶接熱影響部靭性が劣っていた。
【実施例２】
【００６７】
表３に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ２〜Ｒ２）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚１５、１８、２６ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ.５１〜８２）を製造した。
【００６８】
【表３】
2005060836.tif 000005
【００６９】
加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。各鋼板（Ｎｏ.５１〜８２）の製造条件を表４に示す。
【００７０】
以上のようにして製造した鋼板のミクロ組織を、光学顕微鏡、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察した。析出物の成分はエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）により分析した。また各鋼板の引張特性を測定した。測定結果を表４に併せて示す。引張特性は、圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。引張強度が５８０ＭＰａ以上を本発明に必要な強度とした。溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱４０ｋＪ／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。そして、−３０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ）が７０Ｊ以上、延性破面率（ＳＡ）が５０％以上のものを良好とした。
【００７１】
【表４】
2005060836.tif 000006
【００７２】
表４において、本発明例であるＮｏ.５１〜６６はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、引張強度が５８０ＭＰａ以上の高強度であり、溶接熱影響部靭性は良好であり、かつ鋼板の組織は、実質的にフェライト＋ベイナイト２相組織であり、ＴｉとＮｂおよび／またはＶとを含む粒径が２０ｎｍ未満の微細な炭化物の析出物が分散析出していた。さらに、溶接熱影響部の組織には微細なＴｉＮが分散析出していた。
【００７３】
Ｎｏ.６７〜７３は、化学成分は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、組織がフェライト＋ベイナイト２相組織にならない場合や、微細炭化物が分散析出しない場合があり、強度不足であった。Ｎｏ.７４〜８２は化学成分が本発明の範囲外であるので、十分な強度が得られないか、溶接熱影響部靭性が劣っていた。
【図面の簡単な説明】
【００７４】
【図１】本発明の組織制御方法を示す概略図。
【図２】本発明の鋼板を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した写真。
【図３】本発明の鋼板を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した写真。
【図４】本発明の製造方法を実施するための製造ラインの一例を示す概略図。
【符号の説明】
【００７５】
１    圧延ライン
２    鋼板
３    熱間圧延機
４    加速冷却装置
５    誘導加熱装置
６    ホットレベラー
１０    オーステナイト単相
１１    未変態オーステナイト
１２    ベイナイト
１３    微細析出物によって析出強化したフェライト相
１４    焼戻されて軟化したベイナイト相
Ａ    オーステナイト領域
Ｂ    ベイナイト領域
Ｃ    加速冷却
Ｄ    再加熱
【図１】
2005060836.tif 000007
【図２】
2005060836.tif 000008
【図３】
2005060836.tif 000009
【図４】
2005060836.tif 000010