(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｎｂ：０．０８１〜０．１５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、更に、Ｖ：０．００５〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％の１種又は２種を含有し、原子％でのＣ量とＮｂ、Ｖ、Ｔｉの合計量の比であるＣ／（Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ）が１．０〜５．０、下記（１）式で示されるＰＣＭ値（質量％）が０．１５以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が体積分率９５％以上のベイナイト組織で、ベイナイト相中にはＮｂと、Ｖ、Ｔｉの１種又は２種を含む粒径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。
ＰＣＭ（質量％）＝Ｃ＋Ｓｉ/３０＋Ｍｎ/２０＋Ｃｕ/２０＋Ｎｉ/６０＋Ｃｒ/２０＋Ｍｏ/１５＋Ｖ/１０＋Ｂ＊５    ・・・（１）
ただし、各元素は含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５％以下の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】
請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃に加熱し、圧延終了温度７５０℃以上で熱間圧延後、５℃/s以上の冷却速度で冷却停止温度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、冷却停止温度以上、且つ５５０〜７００℃まで再加熱し、３０分以内の保持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に使用して好適な、引張強さ５８０ＭＰａ以上の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。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。
【０００３】
しかし、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を用いて鋼材を高強度化する場合は、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。
【０００４】
焼入れ焼戻し処理の欠点を補うために、特許文献１、特許文献２には、圧延後そのまま焼入れを行う直接焼入れ技術が開示されている。
【０００５】
一方、特許文献３、特許文献４には、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開示されている。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。
【０００６】
また、製造される鋼材は、ベイナイトまたはマルテンサイト組織とした後、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公報
【特許文献３】特許第３０１５９２３号公報
【特許文献４】特許第３０１５９２４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１，２記載の技術では焼戻し工程を圧延・冷却ラインと別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。
【０００８】
また、特許文献３，４記載の技術は、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ことが必要で、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。
【０００９】
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。
【００１０】
従って、本発明は、上述の、従来技術の問題点を解決し、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を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
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、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を鋭意検討し以下の知見を得た。
１．加速冷却によるベイナイト変態後直ちに急速再加熱を行うと、ベイナイト変態による変態強化に、再加熱時に析出する微細析出物による析出強化が加わって、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。
２．特に、加速冷却停止後、急速加熱して析出する、ＮｂとＶ、Ｔｉの一種または二種を含有する微細な複合炭化物の分散析出がベイナイト相の高強度化に有効。
【００１２】
本発明は得られた知見を基に、更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
（１）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｎｂ：０．０８１〜０．１５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、更に、Ｖ：０．００５〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％の１種又は２種を含有し、原子％でのＣ量とＮｂ、Ｖ、Ｔｉの合計量の比であるＣ／（Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ）が１．０〜５．０、下記（１）式で示されるＰＣＭ値（質量％）が０．１５以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が体積分率９５％以上のベイナイト組織で、ベイナイト相中にはＮｂと、Ｖ、Ｔｉの１種又は２種を含む粒径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。
ＰＣＭ（質量％）＝Ｃ＋Ｓｉ/３０＋Ｍｎ/２０＋Ｃｕ/２０＋Ｎｉ/６０＋Ｃｒ/２０＋Ｍ
ｏ/１５＋Ｖ/１０＋Ｂ＊５    ・・・（１）
ただし、各元素は含有量（質量％）を示す。
（２）さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５％以下の１種又は２種以上を含有す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）（１）または（２）に記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃に加熱し、圧延終了温度７５０℃以上で熱間圧延後、５℃/s以上の冷却速度で冷却停止温度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、冷却停止温度以上、且つ５５０〜７００℃まで再加熱し、３０分以内の保持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】
【００１３】
本発明は、強度、靭性を確保するため、変態強化に加え析出強化を活用するので、成分組成として、合金元素を多量に添加する必要がなく、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板を、低コストで製造することが可能である。
【００１４】
このため建築、海洋構造物、造船、土木、建設機械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】
【００１５】
以下、本発明に係る高強度鋼板について詳しく説明する。本発明では、ミクロ組織、成分組成を規定する。
［ミクロ組織］
ミクロ組織は実質的に、ベイナイト組織であって、ベイナイト相中にＮｂと、Ｖ、Ｔｉの１種又は２種を含む微細炭化物が分散析出している組織とする。
【００１６】
本発明は溶接熱影響部の靭性を確保するため、ＰＣＭ値（質量％）が０．１５以下の低成分組成とするが、加速冷却して得られるベイナイト組織では引張強さ５８０ＭＰａ以上を達成することは困難である。
【００１７】
そのため、加速冷却して得られたベイナイト組織を、再加熱して、Ｎｂと、Ｖ、Ｔｉの中から選ばれる１種又は２種を含む炭化物が分散析出しているベイナイト組織とする。
【００１８】
ベイナイト相中にＮｂと、Ｖ、Ｔｉの中から選ばれる１種又は２種を含む微細炭化物を分散析出させると、加速冷却による変態強化の効果に析出強化の効果が加わって、高強度化が達成される。
【００１９】
ベイナイト相中にＮｂと、Ｖ、Ｔｉの中から選ばれる１種又は２種を含む微細炭化物を分散析出させる方法は特に規定しないが、ベイナイト変態域からの再加熱を誘導加熱装置により行うことが望ましい。
【００２０】
誘導加熱装置は急速加熱が可能で、炭化物を析出させる場合、粗大化が抑制されるので、非常に微細な炭化物が析出して、大きな強度向上効果が得られる。
【００２１】
特に、Ｎｂと、Ｖ、Ｔｉの中から選ばれる１種又は２種を含有する複合炭化物は安定でかつ急速加熱で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。
【００２２】
引張強度が５８０ＭＰａ以上（ＡＰＩＸ７０グレード以上）の高強度鋼板とする場合、加速冷却後のベイナイト相中に、これら１０ｎｍ未満の析出物の個数を、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、特に規定しない。
【００２３】
本発明で、実質的に、ベイナイト組織とは、ベイナイト組織の他に、フェライトやマルテンサイト、パーライト、残留オーステナイトなどの異なる金属組織が1種または2種以上混在してもよいことを意味する。ただし、強度が低下または靭性が劣化するため、ベイナイト相以外の組織は少ない程良く、ベイナイト相以外の組織を総計で体積分率において５％以下とすることが望ましい。
［成分組成］
以下の説明において％は質量％とする。
【００２４】
Ｃ
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、０.０８％超えでは靭性を劣化させるため、含有量を０.０２〜０.０８％に規定する。
【００２５】
Ｓｉ
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、含有量を０.０１〜０.５％に規定する。
【００２６】
Ｍｎ
Ｍｎは強度、靭性を確保するため添加するが、０.５％未満ではその効果が十分でなく、２.０％を超えると溶接性が劣化するため、含有量を０.５〜２.０％に規定する。
【００２７】
Ｎｂ
Ｎｂは本発明において重要な元素である。Ｎｂは変態強化の増大と組織の微細化により、強度と靭性を向上させるとともに、ＶおよびＴｉと共に微細な複合炭化物を形成して強度上昇に寄与する。
【００２８】
しかし、０．０５％未満ではその効果が小さく、０.１５％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、含有量は０．０５〜０.１５％、好ましくは０．０７〜０.１５％とする。
【００２９】
鋼板の引張強度を６２０ＭＰａ以上（ＡＰＩＸ８０グレード以上）とし、溶接熱影響部の靭性劣化を抑制する場合、Ｎｂ含有量を０．０８〜０.１２％とすることが好ましい。
【００３０】
Ａｌ
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０.０１％未満では効果がなく、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、含有量は０.０１〜０.０８％に規定する。
【００３１】
Ｖ，Ｔｉ
本発明の鋼板は、Ｖ，Ｔｉの１種又は２種を含有する。
【００３２】
ＶはＮｂおよびＴｉと共に微細な複合炭化物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.１５％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、添加する場合の含有量は０.００５〜０.１５％に規定する。
【００３３】
ＴｉはＮｂおよびＶと共に微細な複合炭化物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０４％を超える添加は溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、添加する場合の含有量は０.００５〜０.０４％に規定する。
【００３４】
Ｃ／（Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ）    但し、各元素は原子％
本パラメータ式は、熱的に安定し、且つ非常に微細な複合炭化物を得るために、Ｃ量と炭化物形成元素であるＮｂ、Ｖ、Ｔｉ量の関係を規定するものである。
【００３５】
本パラメータ式の値が１．０未満または５．０を超える場合は、いずれかの元素の含有量が過剰で、加速冷却後のベイナイト組織を急速再加熱した場合、非常に微細な複合炭化物が得られず、また、溶接熱影響部に島状マルテンサイトなどの硬化組織を形成し、靭性を劣化させるため、１．０〜５．０とする。
【００３６】
本パラメータ式を構成する各元素は原子％での各元素の含有量とする。質量％での含有量を用いると、本パラメータ式は、（Ｃ／１２．０１）／（Ｔｉ／４７．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４）となる。
【００３７】
ＰＣＭ≦０．１５
溶接熱影響部靱性を確保するため、ＰＣＭ≦０．１５の合金元素量が少ない低成分組成とする。ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ/３０＋Ｍｎ/２０＋Ｃｕ/２０＋Ｎｉ/６０＋Ｃｒ/２０＋Ｍｏ/１５＋Ｖ/１０＋Ｂ＊５とし、各元素は含有量（質量％）で添加しない元素は０とする。
【００３８】
以上が本発明の基本成分組成であるが、鋼板の強度靱性をさらに改善する場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂの１種又は２種以上を含有してもよい。
【００３９】
Ｃｕ
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０.５０％を上限とする。
【００４０】
Ｎｉ
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、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０.５０％を上限とする。
【００４１】
Ｃｒ
ＣｒはＭｎと同様に低Ｃ系の成分組成の鋼でも十分な強度を得るために有効な元素であるが、多く添加すると溶接性を劣化するため、添加する場合は０.５０％を上限とする。
【００４２】
Ｍｏ
Ｍｏは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０.５０％を上限とする。
【００４３】
Ｂ
Ｂは強度上昇、ＨＡＺ靭性改善に寄与する元素であるが、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。
【００４４】
本発明に係る高強度鋼板はその製造方法を特に限定しないが、以下の製造方法が望ましい。説明において、温度は鋼板の平均温度とする。
【００４５】
スラブ加熱温度
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。
【００４６】
圧延終了温度
圧延終了温度が低いと、圧延中に歪誘起析出により高温域で炭化物が析出するため、再加熱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。そのため、圧延終了温度を７５０℃以上とする。
【００４７】
加速冷却
圧延終了後、直ちに５℃/s以上の冷却速度で加速冷却を開始する。冷却速度が５℃/s未満では冷却時にフェライトを生成し、また、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。
【００４８】
冷却設備は任意の設備を用いることが可能で、特に規定しない。引張強度が５８０ＭＰａ以上（ＡＰＩＸ７０グレード以上）の高強度鋼板を製造する場合、ベイナイト変態による変態強化の効果を十分に発揮させるために、圧延終了後の冷却速度は１０℃/s以上とすることが好ましい。
【００４９】
冷却停止温度は、ベイナイト相を生成させるため、ベイナイト変態域である３００〜６００℃とする。冷却停止温度が３００℃未満では、島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成するため再加熱時の微細炭化物の析出が不十分となる。
【００５０】
一方、６００℃を超えるとベイナイトによる変態強化が不十分となるため、加速冷却の冷却停止温度は３００〜６００℃に規定する。
【００５１】
再加熱処理
加速冷却後直ちに０.５℃/s以上の昇温速度で冷却停止温度以上、且つ５５０〜７００℃に再加熱処理を行う。本プロセスは、ベイナイト相の強化に寄与する微細炭化物を分散析出させるのもので、本発明における重要な製造条件である。
【００５２】
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、微細炭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。また、製造効率も悪化する。
【００５３】
靱性の劣化を抑制するためには、昇温中の炭化物の粗大化を抑制して微細かつ均一に分散析出させることが有効で、昇温速度は３℃/s以上とすることが好ましい。
【００５４】
再加熱温度は、焼戻しを兼ねるため、冷却停止温度以上とする。再加熱温度が５５０℃未満では微細炭出物による十分な析出強化が図れず、一方、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、再加熱の温度域を冷却停止温度以上、５５０〜７００℃に規定する。なお再加熱温度での保持は特に規定せず、再加熱温度に到達後、直ちに冷却しても良い。冷却速度は、微細析出物が継続して析出するように、適宜選定するが空冷が望ましい。
【００５５】
再加熱温度に保持する場合は、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ので３０分以内とすることが望ましい。
【００５６】
図１に本発明に係る鋼板の製造に好適な設備の一例を示す。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、加速冷却後の鋼板を再加熱するためのインライン型誘導加熱装置５、ホットレベラー６を配置する。
【００５７】
インライン型誘導加熱装置５を、熱間圧延機３、加速冷却装置４と同一ライン上に設置するので、圧延、冷却終了後迅速に再加熱処理が行え、圧延して加速冷却した後の鋼板を、冷却停止温度から過度に冷却させることなく、直ちに冷却停止温度以上の５５０〜７００℃に加熱することができる。
【００５８】
誘導加熱装置は均熱炉等に比べて温度制御が容易でありコストも比較的低く、冷却後の鋼板を迅速に加熱できるので特に好ましい。
【００５９】
また複数の誘導加熱装置を直列に連続して配置することにより、ライン速度や鋼板の種類・寸法が異なる場合にも、通電する誘導加熱装置の数を任意に設定するだけで、昇温速度、再加熱温度を自在に操作することが可能である。
【００６０】
再加熱後の冷却速度は任意の速度で構わないので、加熱装置の下流側に特別な設備を設置する必要はない。なお再加熱装置として、インライン型誘導加熱装置５に替えて、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉を用いても良い。
【実施例】
【００６１】
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、板厚２０、２６mmの厚鋼板（Ｎｏ.１〜２５）を製造した。
【００６２】
【表１】
0005217413.tif 000002
【００６３】
スラブを加熱後、熱間圧延により所定の板厚とした後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、その後、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.１〜２５）の製造条件を表２に示す。
【００６４】
得られ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、ＨＡＺ靱性を測定した。
【００６５】
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。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、最高加熱温度１４００℃、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。
【００６６】
本発明範囲は、製造上のばらつきを考慮して、ＡＰＩＸ７０グレード以上の高強度鋼板として引張強度５８０ＭＰａ以上、ＨＡＺ靭性は、延性−脆性遷移温度（vTrs）が０℃以下とした。測定結果を表２に併せて示す。
【００６７】
【表２】
0005217413.tif 000003
【００６８】
Ｎｏ.１〜１４は、化学成分および製造方法が本発明の範囲内の本発明例である。いずれも、引張強度５８０ＭＰａ以上、延性−脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）が０℃以下で、かつ鋼板のミクロ組織は、実質的にベイナイト組織であった。
【００６９】
また、再加熱後、Ｎｂと、Ｖ、Ｔｉの中から選ばれる１種又は２種を含有する粒径が１０ｎｍ未満の微細な複合炭化物が２×１０３個/μｍ３以上で分散析出していることが観察された。
【００７０】
一方、Ｎｏ.１５〜１９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の実施例で、いずれも微細炭化物の分散析出が不十分であり、引張強度が５８０ＭＰａ以下と低かった。
【００７１】
Ｎｏ．１５は、スラブ加熱温度が低く、微細分散析出に必要な炭化物の固溶が不十分であった。Ｎｏ．１６，１７は、加速冷却条件が本発明範囲外でミクロ組織としてベイナイト組織が得られず、微細炭化物の分散析出が不十分であった。
【００７２】
Ｎｏ．１８は、再加熱昇温速度が遅く、ベイナイト組織中に微細炭化物の分散析出が得られなかった。Ｎｏ．１９は、再加熱温度が低くて微細析出炭化物がベイナイト組織中に分散析出しない場合で、強度不足であった。
【００７３】
Ｎｏ.２０〜２５は、化学成分が本発明の範囲外であり、延性−脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）が０℃超えで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】本発明に係る鋼板の製造に好適な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：インライン型誘導加熱装置
６：ホットレベラー
【図１】
0005217413.tif 000004