(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．０１〜０．０７％（質量％の意味、以下同じ），
Ｔｉ：０．０３〜０．０８％，
Ｍｎ：０．８〜３．０％，
Ｓｉ：０．６％以下，
残部：鉄および不純物
を満たすと共に、
被験面積１μｍ2当たり、粒子径が７〜５０ｎｍのＴｉ含有炭化物及びＴｉ含有炭窒化物が平均で１．０個以上存在し、
強度が４９０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする母材靭性およびＨＡＺ（溶接熱影響部）靭性に優れた高強度高靭性鋼板。
【請求項２】
母材靭性ｖＴｒｓが−３０℃以下、ＨＡＺ（溶接熱影響部）靭性ｖＥoが１００Ｊ以上を満足するものである請求項１に記載の高強度高靭性鋼板。
【請求項３】
隣り合う結晶の方位差が全て１５°以上の粒界で囲まれた結晶の平均粒径が３０μｍ以下である請求項１または２に記載の高強度高靭性鋼板。
【請求項４】
更にＢ：０．０００３〜０．００５％を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の高強度高靭性鋼板。
【請求項５】
更にＣｕ：３％以下（０％を含まない），Ｎｉ：６％以下（０％を含まない），及びＣｒ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種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強度高靭性鋼板。
【請求項６】
更にＡｌ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない），及びＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種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強度高靭性鋼板。
【請求項７】
更にＭｏ：０．５０％以下（０％を含まない）及び／又はＶ：０．１０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項６に記載の高強度高靭性鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は溶接性に優れた高強度高靭性鋼板に関するものであり、詳細には、強度４９０ＭＰａ以上、母材靭性ｖＴｒｓ≦−３０℃、ＨＡＺ（溶接熱影響部）靭性ｖＥo≧１００Ｊを満足する高強度高靭性鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
４９０ＭＰａ級以上の高強度鋼板では、母材強度の確保という観点からＮｂ、Ｖ、Ｃｒ等の成分が多量に添加されるが、これら合金成分の添加により、ＨＡＺ（溶接熱影響部）が硬化して溶接割れ（低温割れ）が生じ、ＨＡＺ靭性に劣るという問題があった。そこで、かかるＨＡＺ靭性劣化を改善すべくＴｉが添加されている。ところがＴｉ添加量が多くなると、通常の加熱条件下［加熱温度：１１００〜１２５０℃、圧延終了温度（鋼板表面）：８５０〜１０００℃、冷却：空冷］では微細なＴｉＣ（Ｔｉ含有炭化物）やＴｉＣ／Ｎ（Ｔｉ含有炭窒化物）が析出し、母材靭性が劣化するという問題が新たに生じることから、当該技術分野では、Ｔｉをあまり多く添加せず通常、０．０１〜０．０２％程度添加するにとどめ、母材強度の向上は他の焼入向上元素（Ｎｂ，Ｍｏ等）を添加する等して補っているのが実情であった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、通常の圧延条件下で許容し得るＴｉ添加量よりもＴｉを多く添加したとしても、溶接性に優れた高強度高靭性鋼板を提供すること、及び当該鋼板を効率よく製造することのできる方法を提供することにある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決し得た本発明に係る溶接性に優れた高強度高靭性鋼板とは、
Ｃ  ：０．０１〜０．１５％（質量％の意味、以下同じ），
Ｔｉ：０．０３〜０．２％，
Ｍｎ：０．８〜３．０％，
Ｓｉ：０．６％以下
を満たすと共に、
被験面積１μｍ2当たり、粒子径が７〜５０ｎｍのＴｉ含有炭化物及び／又はＴｉ含有炭窒化物が平均で１．０個以上存在するところに要旨を有するものである。
【０００５】
本発明において、隣り合う結晶の方位差が全て１５°以上の粒界で囲まれた結晶の平均粒径が３０μｍ以下に制御されたものは、靭性が一層向上するので好ましい態様である。
【０００６】
また、鋼中成分において、更にＢ：０．０００３〜０．００５％を含有するもの；Ｃｕ：３％以下（０％を含まない），Ｎｉ：６％以下（０％を含まない），及びＣｒ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するもの；Ａｌ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない），及びＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するもの；Ｍｏ：０．５０％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１０％以下（０％を含まない），及びＺｒ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種を含有することが好ましい。
【０００７】
更に上記課題を解決し得た本発明鋼板を製造する方法とは、上記鋼を用い、未再結晶γ域での圧下量を６０％以上に制御するところに要旨を有するものである。
【０００８】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、従来の溶接性に優れた高強度高靭性鋼板では、「Ｔｉの多量添加による微細なＴｉＣの析出に伴い、母材靭性が低下する」ことを阻止するという観点から、実操業レベルではせいぜいＴｉを０．０１〜０．０２％程度しか添加しておらず、これでは、Ｔｉ添加による母材強度向上及びＨＡＺ靭性向上というメリットが活かされていないという実情に着目した。そこで本発明者らは、従来の如く「Ｔｉ添加量をできるだけ少なくし、その結果、母材靭性に悪影響を及ぼす微細なＴｉＣ等の析出を抑制する」というのではなく、「Ｔｉを多く添加し、粗大なＴｉＣ等をできるだけ析出させることにより、母材靭性を劣化させることなくＴｉ添加による優れた効果を有効に発揮させる」べく鋭意検討した。その結果、上記要件を特定することにより、所期の目的を達成し得ることを見出し、本発明を完成した。
【０００９】
この様に本発明は粗大なＴｉＣ等の析出を促進する技術的思想を有する点で、微細なＴｉＣ等の析出を抑制する従来の技術的思想とは異なる、新規な技術的思想を有するものであり、本発明では、Ｔｉ添加によるメリット（ＨＡＺ靭性を損なうことなく母材強度を高める）を有効に発揮させつつ、しかも所定の母材靭性をも確保し得る、溶接性に優れた高強度高靭性鋼板が得られたところにその技術的意義が存在する。
【００１０】
以下、本発明を構成する各要件について説明する。
【００１１】
まず、鋼中の化学成分は、Ｃ：０．０１〜０．１５％，Ｔｉ：０．０３〜０．２％，Ｍｎ：０．８〜３．０％，Ｓｉ：０．６％以下を満たすことが必要である。各成分の限定理由は以下の通りである。
【００１２】
Ｃ：０．０１〜０．１５％
Ｃは強度確保に有用な元素であり、かかる作用を有効に発揮させるべく、その下限を０．０１％に定めた。好ましくは０．０２％以上である。但し、Ｃ添加量が０．１５％を超えると溶接部靭性が低下してしまう。好ましくは０．０７％以下である。
【００１３】
Ｔｉ：０．０３〜０．２％
ＴｉはＨＡＺ靭性を損なうことなく母材強度を向上することができる点で有効な元素であり、かかる作用を有効に発揮させるべくその下限を０．０３％に定めた。好ましくは０．０３５％以上である。但し、Ｔｉ添加量が０．２％を超えると上記作用が飽和する為、その上限を０．２％に定めた。好ましくは０．０８％以下である。
【００１４】
Ｍｎ：０．８〜３．０％
Ｍｎは焼入れ性向上元素として有用であるのみならず、本発明の如く極低Ｃとし、好ましくは更に所定のＢ量を添加することによりＨＡＺ靭性と母材強度の確保を両立させることができる点でも有用である。かかる作用を有効に発揮させる為にその下限を０．８％に定めた。好ましくは１．０％以上である。但し、Ｍｎ添加量が３．０％を超えると靭性が劣化する為、その上限を３．０％に定めた。好ましくは２．５％以下である。
【００１５】
Ｓｉ：０．６％以下（０％を含む）
Ｓｉは強度向上に有効な元素であり、その為には０．１％以上添加することが好ましい。但し、０．６％を超えて添加すると溶接性が阻害される為、その上限を０．６％に定めた。
【００１６】
更に本発明鋼板では、被験面積１μｍ2当たり、粒子径が７〜５０ｎｍのＴｉ含有炭化物及び／又はＴｉ含有炭窒化物（以下、「ＴｉＣ等」で代表させる場合がある）が平均で１．０個以上存在することが必要である。前述した通り、本発明鋼板では粗大なＴｉＣ等を積極的に析出させることにより母材靭性を向上させたところに技術的思想を有するものであり、かかる粗大なＴｉＣ等を析出させるということは、裏返せば微細なＴｉＣなどの析出個数を減らすことができることにもつながり、母材靭性の向上に極めて有効だからである。本発明によれば、上記粒子径のＴｉＣ等が被験面積１μｍ2当たり、平均で１．０個以上存在すれば所期の目的を達成できることを突き止めた。
【００１７】
上記ＴｉＣ等の粒子径は以下の様に行う。まず、鋼板板厚方向のｔ／４付近（ｔ：板厚）の任意の長手方向断面を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：倍率は５万倍以上とし、１０万倍前後で観察することが好ましい）で観察し、１μｍ2当たりに存在するＴｉＣ等の析出物のうち、粒子径が７〜５０ｎｍのものの個数を目視観察する。同様の操作を任意の１０視野で行い、その平均個数を算出することにより本発明における「ＴｉＣ等の個数」と定めた。
【００１８】
尚、本発明では上記粒子径を満たすＴｉＣ等の個数は多ければ多いほど、所望の特性が発揮される。但し、本発明に用いられるＴｉ量及びＣ量の上限等を考慮すれば、その上限は１０００個程度に定められる。
【００１９】
また、本発明では、上記ＴｉＣ等の粒子径を７〜５０ｎｍの範囲に定めた。上記粒子径が７ｎｍ未満のＴｉＣ等は、母材靭性に悪影響を及ぼす為である。尚、その上限を５０ｎｍに定めたのは、５０ｎｍ超のＴｉＣ等は圧延の加熱時に固溶せずに溶け残ったものであり、この様なＴｉＣ等は圧延時に析出するものとは異なって、鋼板の特性に特に悪影響を及ぼさない為である。
【００２０】
更に本発明鋼板では、隣り合う結晶の方位差が全て１５°以上の粒界で囲まれた結晶の平均粒径を３０μｍ以下に制御することが推奨され、これにより、更に靭性の向上が促進される。ここで、結晶粒界の方位差を全て１５°以上に定めたのは、１５°未満になると、靭性向上に寄与する結晶粒界として機能しないからである。また、結晶方位差が上記要件を満足する大角粒界で囲まれた結晶であって、更に当該結晶の平均粒径を３０μｍ以下（より好ましくは１５μｍ以下）に定めたのは、かかる微細な結晶が靭性向上に寄与するからである。一般に、個々の結晶粒が微細化すると靭性は向上すると考えられているが、本発明の如く、結晶方位差との相関関係についてまでは知られていなかった。本発明者らの検討結果によれば、たとえ個々の結晶粒が細かくなったとしても、結晶粒の方位差が小さければ、幾つかの結晶粒の集合体があたかも１つの結晶粒の様に作用する為、必ずしも「結晶粒の微細化→靭性向上」という関係を満足しないことが明らかになった。そこで本発明では、結晶の平均粒径のみならず結晶粒界の方位差についても特定した次第である。
【００２１】
ここで、上記結晶粒界の方位差の測定方法及び当該粒界で囲まれた結晶の平均粒径の測定方法について説明する。まず、結晶粒の方位差を測定するに当たっては、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ［Scanning Electron Microscope-Electron Back Scattering (Scattered) Patern、若しくはＥＢＳＤ（Diffraction）ともいう］によって結晶方位を測定し、これを解析することにより隣り合う結晶の方位差が１５°以上の粒界のみ表示させることができる。次いで、切断法により平均粒径を測定することにより、隣り合う角が１５°以上の大角粒界で囲まれた平均粒径を測定することができる。尚、ＥＢＳＰによる測定に関しては、板厚方向のｔ／４付近の長手方向断面について、０．１〜０．２ｍｍ四方の範囲を３箇所以上測定し、その平均値を算出すれば良い。
【００２２】
具体的には、上記の位置から試料を切り出し、測定面を電解研磨処理（１０％過塩素酸エタノールで０．１〜０．３オングストロームに制御する）を行った後、ＴＥＸ  ＳＥＭ  Laboratory社製ＳＥＭ−ＥＢＳＰにより約０．１２ｍｍ四方の範囲を３ヶ所測定し、隣り合う角が１５°以上の大角粒界のみの図をプリントアウトする。次に、切断法により平均粒径を求めるが、これは、上記図に縦横５本ずつ合計１０本の直線を引き、これらの直線が粒界で区切られる切片の平均長さをもって平均粒径とした。
【００２３】
本発明に用いられる鋼中成分については前述した通り、Ｃ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｓｉを含有し、残部：実質的に鉄であるが、本発明の作用を損なわない範囲で通常用いられる許容成分や不純物等を添加することができる。具体的には、本発明では、鋼中に下記成分を積極的に添加することが推奨される。
【００２４】
Ｂ：０．０００３〜０．００５％
Ｂは微量の添加により旧γ粒界の粒界エネルギーを減少してフェライトの核生成を抑制するのに有効な元素である。かかる作用を有効に発揮させる為には０．０００３％以上添加することが好ましく、より好ましくは０．０００７％以上である。但し、過剰に添加するとＢＮ等のＢ化合物を形成して靭性が劣化する為、０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下に制御することが推奨される。
【００２５】
Ｃｕ：３％以下（０％を含まない），Ｎｉ：６％以下（０％を含まない），及びＣｒ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種
これらの元素は強度向上に有効な元素であり、かかる作用を有効に発揮させる為にはＣｕ：０．２％以上（より好ましくは０．４％以上），Ｎｉ：０．１％以上（より好ましくは０．２％以上），Ｃｒ：０．１％以上（より好ましくは０．２％以上）添加することが好ましい。但し、Ｃｕ，Ｎｉを過剰に添加しても効果が飽和してしまい経済的に無駄であり、また、Ｃｒを過剰に添加すると溶接性やＨＡＺ靭性が低下することから、その上限を夫々、Ｃｕ：３％（より好ましくは２％），Ｎｉ：６％（より好ましくは３％），Ｃｒ：０．５％に制御することが好ましい。尚、上記元素は単独で使用しても良いし、２種以上併用しても構わない。
【００２６】
Ａｌ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない），及びＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種
これらの元素はＨＡＺ靭性の向上に有効な元素であり、かかる作用を有効に発揮させる為にはＡｌ：０．０１％以上，Ｃａ：０．０１％以上，ＲＥＭ：０．０１％以上添加することが好ましい。ここでＲＥＭは希土類元素を意味し、Ｓｃ，Ｙ，ランタノイド（Ｌａ，Ｃｅ等の１５元素）に対する総称である。このうち好ましいのはランタノイド系元素であり、特にＬａ，Ｃｅの使用が推奨される。但し、Ａｌを過剰に添加すると鋼の清浄度が低下する為、０．５％以下（より好ましくは０．２％以下）に制御することが推奨される。また、Ｃａを過剰に添加すると粗大な鋼中介在物を形成して鋼の性質が悪化する為、０．０５％以下（より好ましくは０．０４％以下）に制御することが推奨される。更にＲＥＭを過剰に添加すると鋼の清浄度を損なう為、０．０５％以下（より好ましくは０．０４％以下）にすることが好ましい。尚、上記元素は単独で使用しても良いし、２種以上併用しても構わない。
【００２７】
Ｍｏ：０．５０％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１０％以下（０％を含まない），及びＺｒ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種
これらの元素は強度向上に有効な元素であり、かかる作用を有効に発揮させる為にはＭｏ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上），Ｎｂ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上），Ｖ：０．０２％以上，Ｚｒ：０．０１％以上添加することが好ましい。但し、Ｍｏを過剰に添加すると溶接性が低下する為、０．５０％以下（より好ましくは０．４％以下）に制御することが推奨される。また、Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒを過剰に添加するとＨＡＺ靭性が劣化する為、Ｎｂ：０．０５％以下（より好ましくは０．０４％以下），Ｖ：０．１０％以下（より好ましくは０．０７％以下），Ｚｒ：０．０５％以下（より好ましくは０．０４％以下）にすることが好ましい。尚、上記元素は単独で使用しても良いし、２種以上併用しても構わない。
【００２８】
次に、本発明の鋼板を製造する方法について説明する。
【００２９】
前述した通り、本発明では、所定の粗大なＴｉＣ等を積極的に析出させるところに最重要ポイントが存在するものであるから、ＴｉＣ等の形態を所定の大きさに制御することが重要である。その為に本発明では、未再結晶γ域での圧下量を６０％以上（より好ましくは６６％以上）に定めた。この様に圧下量を高くすると、靭性に悪影響を及ぼす微細なＴｉＣ等の析出が抑制され、所望の粗大なＴｉＣ等が効率よく得られるからである。尚、圧下量を高くすると圧延機に負荷がかかることが懸念されるが、本発明では、パスでの圧下量を大きくせず、多パスでの累積圧下量を大きくする様に制御している為、特に支障はないと考えられる。
【００３０】
更に圧延に際し、加熱温度、圧延仕上げ温度、圧延後の冷却条件も適切に調整することが好ましい。これらの条件は相互に関連し、また、鋼種が違えばＴｉＣ等，結晶粒の形態等に微妙に影響を及ぼすことから、各条件を一義的に定めることは困難である。後記する実施例に示す如く、鋼種、加熱温度、仕上げ温度、冷却条件が適切にバランス良く制御されていなければ、たとえ未再結晶γ域で６０％以上の圧下を施したとしても、所望の特性が得られない場合もあり得るからである。従って、実機で本発明鋼板を製造する場合には、予め予備実験等により対象とする鋼種に適した加熱温度、圧延仕上げ温度、圧延後の冷却条件を調査しておき、所望の組織が得られる条件を把握しておくことが好ましい。所定の鋼板を得る為の条件としては、一般的傾向として、加熱温度が比較的高い場合には圧延仕上げ温度を低めに設定することが好ましく、一方、仕上げ温度が高めの場合には圧延後の冷却を早めにすることが推奨される。勿論、これらの傾向にしても、鋼種等により、その範囲が変動するものである。
【００３１】
以下、実施例に基づいて本発明を詳細に述べる。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術的範囲に包含される。
【００３２】
【実施例】
表１に示す成分組成の鋼を通常の溶製法により溶製し、スラブとした後、表２及び表３に示す条件に従って板厚２５ｍｍの鋼板を製造した。
【００３３】
この様にして得られた各鋼板について、下記要領で母材特性［強度及び靭性（ｖＴｒｓ）］を評価すると共に、前述の方法に従い、所定の大きさからなるＴｉＣ等の析出物個数を測定し、且つ、隣り合う結晶の方位差が全て１５°以上の粒界で囲まれた結晶の平均粒径を測定した。また、ＨＡＺ靭性（ｖＥ0）も下記要領で測定した。
【００３４】
［母材特性試験］
▲１▼引張試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、引張試験を行うことによ引張強さ（ＴＳ）を測定した。本発明では、引張強さ≧４９０ＭＰａを合格とした。
【００３５】
▲２▼衝撃試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行うことによりｖＴｒｓを得た。本発明では、ｖＴｒｓ≦−３０℃を合格とした。
【００３６】
［溶接性試験］
ＨＡＺ靭性：入熱２１〜１１２ｋＪ／ｃｍ（サブマージ溶接法）で溶接を行い、図１に示す部位からＪＩＳ４号試験片を採取してシャルピー試験を行い、ボンド部の吸収エネルギー（ｖＥ0）を求めた。本発明ではｖＥ0≧１００Ｊを合格とした。
【００３７】
これらの結果を表２及び表３に併記する。
【００３８】
【表１】
0004361225.tif 000002
【００３９】
【表２】
0004361225.tif 000003
【００４０】
【表３】
0004361225.tif 000004
【００４１】
これらの表より以下の様に考察することができる。
【００４２】
Ｎｏ．１〜５、８〜１１、１４、１６〜１７、２０〜２２、２７〜２８は、本発明の要件を満足する鋼を用い、所定の圧延条件で鋼板を作製した例であるが、いずれも所望のＴｉＣ等が析出し、且つ所望の平均粒径を有する結晶が形成されている為、目標レベルの母材特性及びＨＡＺ靭性が得られている。
【００４３】
これに対し、本発明の要件を満足しない下記鋼板は夫々以下の不具合を有している。
【００４４】
Ｎｏ．６、１５、１８及び２６は圧下量が少ない例であり、所望のＴｉＣ等が得られず、母材靭性が低下した。更にＮｏ．１５、１８及び２６ではＨＡＺ靭性も低下した。
【００４５】
Ｎｏ．７，１９は、加熱温度、仕上温度が、この鋼種としては低くなっている為、所望のＴｉＣ等が得られず、母材強度が低下した。
【００４６】
Ｎｏ．１２，２３は、加熱温度、仕上温度が、この鋼種としては高くなっている為、所望のＴｉＣ等が得られず、母材靭性及びＨＡＺ靭性が低下した。
【００４７】
Ｎｏ．１３，２４は、加熱温度、仕上温度、冷却速度のバランスが、この鋼種としては悪かった為、Ｔｉによる母材強度向上効果が発揮されず、母材強度が低下した。
【００４８】
Ｎｏ．２９〜３２は鋼中成分が本発明の要件を外れる例である。このうちＮｏ．２９及び３１ではＴｉ量が少ない鋼種を用いている為、母材強度が低下した。また、Ｎｏ．３０はＴｉ量が多い為、母材靭性が劣化した。更にＮｏ．３２はＣ量が多い例であり、母材靭性及びＨＡＺ靭性が低下した。
【００４９】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されているので、Ｔｉの多量添加による高強度化及びＨＡＺ靭性の向上及び粗大なＴｉＣ等の析出による母材靭性の向上が有効に発揮されるのみならず、微細組織の制御により靭性も一層向上される結果、溶接性に優れた高強度高靭性鋼板を効率よく提供することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】サブマージアーク溶接時のボンド靭性の試験片採取位置を示す概略説明図である。
【図１】
0004361225.tif 000005