(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０２５〜０．０４５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、および下記（１）式を満足するＴｉを夫々含有すると共に、実質的にＭｏを含まず、且つ下記（２）式で表されるＣＥＮが０．２０〜０．２９％の範囲を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼素材を、Ｎｂ固溶温度以上１２５０℃以下に加熱後圧延を開始し、オーステナイトの未再結晶域での累積圧下率を６０％以下として、オーステナイトの未再結晶化温度−８０℃以上で圧延を終了した後空冷し、ベイナイト地に０．８〜２．５体積％の島状マルテンサイト相が微細分散したミクロ組織とすることを特徴とする音響異方性が小さく溶接性に優れた引張強さが５９０ＭＰａ以上の非調質型低降伏比高張力鋼板の製造方法。
（４７．９／１４．０）×[N]-０．００３≦[Ti]≦０．０３（％）……（１）
但し、[N]および[Ti]は、夫々ＮおよびＴｉの含有量（質量％）を示す。
ＣＥＮ（％）=[C]+Ａ（ｃ）{[Si]／２４+[Mn]／６+[Cu]／１５+
[Ni]／２０+([Cr]+[Mo]+[Nb]+[V])／５+５[B]}……（２）
但し、Ａ(c)=０．７５＋０．２５・ｔａｎｈ｛２０（[C]−０．１２)}であり、[C]，[Si]，[Mn]，[Cu]，[Ni]，[Cr]，[Mo]，[Nb]，[V]および[B]は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
前記鋼素材が、更にＣｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１．２％およびＶ：０．００５〜０．２０％よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１に記載の製造方法。
【請求項３】
前記鋼素材が、更にＣａ：０．０００５〜０．０１％を含有するものである請求項１または２に記載の製造方法。
【請求項４】
前記鋼素材が、更に希土類元素：０．００２〜０．０２％を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、音響異方性が小さいと共に塑性変形能が大きく且つ溶接性に優れ、しかも引張強さが５９０ＭＰａ以上の溶接構造用非調質型高張力鋼板を製造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
引張強さ５９０ＭＰａ以上を有する調質高張力鋼板は、タンク、橋梁、ペンストック等に使用され、主として焼入れ・焼戻しによって製造されている。しかしながら、こうした調質高張力鋼板は、降伏比［（降伏強度／引張強度）×１００（％）］が通常９０％以上と高くなって塑性変形能が低く、大地震時に十分な安全性を確保できず、建築用としては不向きであった。
【０００３】
また、建築用や橋梁用の鋼板では、探傷方向によって著しく音速が変化すると、鋼溶接部に対する超音波斜角探傷において溶接欠陥の正確な位置を検出できないことから、いわゆる「音響異方性」が小さいことが要求される。
【０００４】
これら低降伏比および小さい音響異方性が要求される鋼板の製造方法としては、例えば「日本鋼管技報」［Ｎｏ．１２２（１９８８），Ｐ５〜１０］が提案されている。この技術では、Ａｃ3点以上の温度からなる再加熱焼入れとＡｃ1点未満の温度での焼戻し（Ｔ）との組合せからなる従来の熱処理（Ｑ−Ｔ）方法と異なり、この二つの熱処理の中間に二相域温度（Ａｃ1点以上Ａｃ3点未満）からの焼入れ（Ｑ’）を施すＱ−Ｑ’−Ｔ法を主眼とするものである。そしてこの技術では、上記焼入れ（Ｑ’）によって、軟質で延性に優れるフェライトとより硬質のベイナイトの二相組織として、降伏比８０％以下、引張強さ５９０ＭＰａ以上を得るものである。
【０００５】
この様な熱処理を活用した低降伏比で音響異方性の小さい中炭素系の各種５９０ＭＰａ級鋼板は、建築用として使用されている。しかしながら、上記技術によって得られる鋼板は、フェライト相の生成を利用したものであり、所定の強度を確保するには、従来の５９０ＭＰａ級鋼板よりも炭素当量を高くする必要があるので、溶接時に１００℃程度の予熱が必要となる。また、この様な鋼板を建築用のコンクリート充填鋼管柱（ＣＦＴ）等の鋼管柱に用いる場合には、冷間曲げ成形後において、フェライト相の加工硬化によるものと考えられる降伏比の著しい上昇が発現し、建築用鋼管に要求される降伏比８０％以下を満足させることができず、応力除去焼鈍を付加する必要が生じている。
【０００６】
一方、調質工程が不要の５７０ＭＰａ級鋼の製造方法としては、例えば「川崎製鉄技報」［ＶＯＬ．３０，Ｎｏ．３（１９９８），Ｐ１３１〜１３６］が提案されている。この技術では、Ｃ含有量をフェライトの固溶限（約０．０２％）以下とし、且つＭｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＮｂおよびＢを適量添加して、ベイナイトの単相化を図ることで５７０ＭＰａ級の３８ｍｍおよび７５ｍｍ厚鋼板を空冷ままで製造できることを開示している。
【０００７】
しかしながら、この技術においては、その降伏比は板厚１／４部（以下、「ｔ／４」と記す）で７７〜８０％と、上記建築用鋼に対する要求値（８０％以下）の上限近傍にあり、鋼管柱用としてこの鋼材を冷間曲げ成形した場合には、降伏比が８０％を超えることがあるばかりでなく、前述した様な音響異方性については考慮されておらず、建築用としては採用できないのが実状である。
【０００８】
また、極低炭素系のベイナイト組織を活用し、音響異方性を改善すると共に引張強さが５７０ＭＰａ級または５９０ＭＰａ級の鋼材を製造する方法として、例えば特開平９−２５６０４２号や同１１−１９３４４５号等の技術も提案されている。
【０００９】
上記特開平９−２５６０４２号では、Ｃ：０．００１％以上０．０３０％未満、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．２０〜３．００％、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：０．７〜２．０％およびＡｌ：０．１０％以下を含む組成になる鋼素材を、８６０℃以上の温度に加熱して冷却した後、５００℃以上８００℃未満の温度域に再加熱して冷却することによって、素質ばらつきが少なく且つ音響異方性の小さい５７０ＭＰａ級の高強度鋼材を製造する方法について開示されている。
【００１０】
一方、上記特開平１１−１９３４４５号では、Ｃ：０．００５〜０．０２５％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．４〜１．６％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：０．６〜２％、Ｎｉ：０．２５〜２．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％およびＢ：０．０００２〜０．００３０％を、重量比Ｍｎ／Ｃｕ：２．０以下且つ１１７Ｍｎ（％）＋１６３Ｃｕ（％）：２５０〜３５０の下に含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する鋳片を、１０５０〜１２５０℃に再加熱後、９５０℃以下の温度域における累積圧下率が５０％以下、および仕上圧延が８００℃以上の熱間圧延を施すことによって、圧延ままで鋼板の厚み方向の靭性および音響異方性に優れる５９０ＭＰａ級の溶接用極厚鋼板を製造する方法について開示されている。
【００１１】
しかしながら、これらの技術においては、次に示す様な問題がある。まず特開平９−２５６０４２号の技術では、得られる鋼材の音響異方性は小さいものの、降伏比は８０％を超えるものである。一方、特開平１１−１９３４４５号の技術では、得られる鋼板の音響異方性は小さく、且つ降伏比も７７〜８０％であり、建築用鋼材に対する要求値（８０％以下）を満足するものの、その余裕代が小さく鋼管柱用としてこの鋼板に曲げ成形した場合には、降伏比が上昇して８０％を超えることになる。こうしたことから、曲げ成形が施される鋼板にあっては、上記降伏比は７６％以下の低い値を目標とする必要があるが、上記技術ではこうした要求に対応できない。また、この技術では、Ｃｕの析出による強度上昇効果を、析出熱処理ではなく圧延後の冷却過程に依っているので、冷却速度が速い場合には上記効果が安定して得られるとは限らず、しかもこうした効果は板厚に依存することにもなる。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、従来技術における上記の課題を解決するためになされたものであって、その目的は、溶接施工において予熱不要で、且つ降伏比７６％以下を有し、音響異方性が小さいと共に塑性変形能が大きく、しかも溶接性に優れた引張強さ５９０ＭＰａ以上の非調質型低降伏比高張力鋼板を製造する為の有用な方法を提案することにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成することのできた非調質整低降伏比高張力鋼板の製造方法とは、Ｃ：０．０２５〜０．０４５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、および下記（１）式を満足するＴｉを夫々含有すると共に、実質的にＭｏを含まず、且つ下記（２）式で表されるＣＥＮが０．２０〜０．２９％の範囲を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼素材を、Ｎｂ固溶温度以上１２５０℃以下に加熱後圧延を開始し、オーステナイトの未再結晶域での累積圧下率を６０％以下として、オーステナイトの未再結晶化温度−８０℃以上で圧延を終了した後空冷し、ベイナイト地に０．８〜２．５体積％の島状マルテンサイト相が微細分散したミクロ組織とする点に要旨を有するものである。
（４７．９／１４．０）×[N]-０．００３≦[Ti]≦０．０３（％）……（１）
但し、[N]および[Ti]は、夫々ＮおよびＴｉの含有量（質量％）を示す。
ＣＥＮ（％）=[C]+Ａ（ｃ）{[Si]／２４+[Mn]／６+[Cu]／１５+
[Ni]／２０+([Cr]+[Mo]+[Nb]+[V])／５+５[B]}……（２）
但し、Ａ(c)=０．７５＋０．２５・ｔａｎｈ｛２０（[C]−０．１２)}であり、[C]，[Si]，[Mn]，[Cu]，[Ni]，[Cr]，[Mo]，[Nb]，[V]および[B]は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。
【００１４】
本発明の製造方法においては、用いる鋼素材の化学成分組成として、上記（２）式に含まれる化学成分のうち、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖの含有量については、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１．２％、Ｖ：０．００５〜０．２０％であることが好ましい。尚、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖ等は、鋼板の強度を上昇させるという観点からすれば同効元素であるので、これらの元素の１種以上を適宜選んで含有させるようにすれば良い。
【００１５】
但し、上記（２）式に含まれる化学成分は、上記好ましい範囲を外れて含有してもよいことは勿論であり、こうした鋳片を用いることも本発明の技術的範囲に含まれるものである。また、本発明の製造方法においては、用いる鋳片としては、上記の他、必要によって、（ａ）Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、（ｂ）希土類元素：０．００２〜０．０２％、等を含有させることも有効であり、これら含有させる成分に応じて高張力鋼板の特性を更に向上させることができる。
【００１６】
また、上記方法においては、ベイナイト地に０．８〜２．５体積％の島状マルテンサイト相が分散したミクロ組織とすることが好ましい。
【００１７】
【発明の実施の形態】
建築用の鋼管柱の様に曲げ成形されて鋼構造物に供される場合には、鋼管成形時におけるスプリングバックの発生および降伏比の上昇等を抑制する為に、ベースとなる鋼材の降伏比を目標７６％以下と低位に設定する必要がある。加えて、現行のＱ−Ｑ’−Ｔ型の低降伏比５９０ＭＰａ級鋼の溶接性も溶接施工の効率化の点から改善する必要がある。
【００１８】
こうしたことから本発明者らは、非調質で溶接低温割れ感受性が低く、且つ７６％以下の低降伏比の高張力鋼板が得られる成分系および組織制御、およびその為の製造条件について様々な角度から検討した。
【００１９】
その結果、従来のフェライト固溶限以下の炭素を含むベイナイト組織鋼材が有する高降伏比を低減化させる為には、転位密度の小さい極低炭素ベイナイトを基地とし、この基地中に硬質の島状マルテンサイトを微細に分散形成させたミクロ組織とすること、具体的にはＣ含有量をフェライトの固溶限（０．０２％）を超えた０．００２５％以上０．０４５％以下の範囲に増量すると共に変態域を空冷で通過させることが、ベイナイト地の転位密度の低減および島状マルテンサイトとの２相分離化に必要であることが分かった。
【００２０】
また、鋼材の音響異方性を建築用鋼材の要求レベルまで低減させる為には、オーステナイトの未再結晶域での累積圧下率を６０％以下とすると共に、圧延仕上温度をオーステナイトの未再結晶化温度−８０℃以上とすることによって、ＪＩＳ  Ｚ  ３０６０で規定される横波音速比ＣSL／ＣSC［振動方向をＬ方向（主圧延方向）とＣ方向（Ｌ方向に直角な方向）として得られた横波音速値ＣSL（ｍ／ｓ）とＣSC（ｍ／ｓ）の比］の値を１．０２以下にできることも判明した。
【００２１】
更に、Ｎ含有量の化学当量分のＴｉ添加および前記Ｎ含有量を０．００５％以下に規制することで固溶Ｎの固定化を図ることに加え、焼入性の大きいＭｏを実質的に含有しないことで、島状マルテンサイトの生成および高温圧延仕上げによる母材の靭性劣化を補償する共に、大入熱溶接で高温に加熱された後に急冷される熱サイクルを受ける溶接継手の熱影響部（ＨＡＺ）の靭性も母材靭性と同様に改善できることが分かった。
【００２２】
一方、溶接性に関しては、前記（２）式で規定されるＣＥＮを０．２０〜０．２９％に制御することによって、引張強さ５９０ＭＰａ以上を確保しつつ予熱不要にできたのである。
【００２３】
上記した化学成分組成および圧延条件に制御することで、従来鋼の様にＱ−Ｑ’−Ｔおよび曲げ成形後の降伏比低減のための応力除去焼鈍といった熱処理を必要とせず、しかも溶接性を大幅に改善した建築用５９０ＭＰａ級鋼板が得られることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明の高張力鋼板の特徴である優れた強靭性、低降伏比および良好な溶接性を得る為の化学組成、ミクロ組織、および製造条件の限定理由について説明する。
【００２４】
本発明者らは、Ｃ含有量やＮ含有量を変えたもの、およびＭｏ添加の有無のＮｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼素材を用い、Ｎｂの固溶温度以上である１１００℃に加熱後、オーステナイトの未再結晶域で累積圧下率を５０％とし、オーステナイトの未再結晶温度−８０℃以上である９００℃に圧延を仕上げた後空冷した４０ｍｍ厚鋼板を用いて、引張試験およびシャルピー衝撃試験を実施した。また、この鋼板の表面側を外面側にしてＴ方向に冷間曲げ加工（Ｒ＝２０ｔ、Ｒ：内側曲げ半径、ｔ：板厚）を施した後、材料の曲げ外面側のｔ／４近傍から周方向に引張試験片（ＪＩＳ４号）を採取し、降伏比（ＹＲ）を求めた。
【００２５】
図１は、圧延まま材および冷間曲げ加工材の機械的性質［０．２％オフセット耐力（０．２％ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ＝（０．２％ＹＳ／ＴＳ）×１００（％））、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）］に及ぼすＣ含有量の影響を示したグラフである。尚、図１において、○印、△印、●印等に付した数字は後記表３、４に示した実験Ｎｏ．を示している（後記図２〜８においても同じ）。この結果から明らかな様に、Ｃ含有量が０．０２５％未満ではＹＲは高位であるが、Ｃ含有量が０．０２５〜０．０４５％の範囲では圧延まま材のＹＲが７６％以下と低位で母材靭性も良好（即ち、ｖＴｒｓが０℃以下）であることが分かる。また、Ｃ含有量がこの範囲内では、冷間曲げ加工材においてもＹＲが８０％以下を満足していることが分かる。
【００２６】
図２は、０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼における圧延ままおよび冷間曲げ加工材の機械的性質に及ぼすＮ含有量の影響を示したグラフである。この結果から明らかな様に、Ｎ含有量が０．００２％まで低減すると、圧延まま材の強度が急激に増大して目標ＹＲの上限まで上昇し、一方Ｎ含有量が０．００５％を超えると強度が低下して母材靭性が劣化することが分かる。
【００２７】
図３は、０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼における圧延ままおよび冷間曲げ加工材の機械的性質に及ぼすＭｏ含有の有無の影響を示したグラフである。この結果から明らかな様に、Ｍｏ添加材は母材靭性が低位であるのに対して、Ｍｏ無添加材では母材靭性が高位であることが分かる。
【００２８】
次に、０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋳片を１１００℃に加熱後、オーステナイトの未再結晶域での累積圧下率および圧延仕上温度を変化させた圧延を施した後空冷した４０ｍｍ厚鋼板を用いて、シャルピー衝撃試験および音響異方性（前記横波音速比ＣSL／ＣSC）の測定を実施した。
【００２９】
図４は、音響異方性に及ぼす圧延仕上温度の影響を示したグラフである。この結果は、オーステナイトの未再結晶域での累積圧下率が５０％のものである。この結果から明らかな様に、圧延仕上温度をオーステナイトの未再結晶化温度（約９５０℃）−８０℃以上では、音響異方性が低位であるのに対して、それ未満の温度では前記横波横波音速比ＣSL／ＣSCがＪＩＳ  Ｚ３０６０において音響異方性なしと規定される値である１．０２以下を満足できなくなる。
【００３０】
図５は、音響異方性に及ぼすオーステナイトの未再結晶域での累積圧下率の影響を示したグラフである。この結果は、圧延仕上げ温度が９００℃のものである。この結果から明らかな様に、オーステナイトの未再結晶域での累積圧下率が６０％を超える場合には音響異方性が高位であるのに対して、前記累積圧下率が６０％以下では音響異方性が低位であることが分かる。
【００３１】
次に、大入熱溶接継手ＨＡＺ靭性について、Ｎ含有量を変化させたもの、およびＭｏ添加の有無のＮｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼の４０ｍｍ厚板から小片を切り出し、１３５０℃に加熱後、８００〜５００℃間を８０ｓで冷却する（Ｔｃ：８０ｓ）入熱約２０ｋＪ／ｍｍ相当の熱サイクルを施したものからシャルピー衝撃試験片（Ｔｃ８０ｓ材）を採取し、０℃での吸収エネルギー（ｖＥ0）を測定した。
【００３２】
図６は、０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼のＴｃ８０ｓ材のＨＡＺ靭性に及ぼすＮ含有量の影響を示したグラフである。この結果から明らかな様に、Ｎ含有量が０．００５％を超えるとＨＡＺ靭性が急激に劣化し、極めて低位になるのに対して、Ｎ含有量が０．００５％以下ではＨＡＺ靭性は建築用５９０ＭＰａ級鋼の母材要求値と同一レベル（ｖＥ0）４７Ｊ以上を十分満足できることが分かる。
【００３３】
図７は、０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼のＴｃ８０ｓ材のＨＡＺ靭性に及ぼすＭｏ含有の有無の影響を示したグラフである。この結果から明らかな様に、Ｍｏ含有材のＨＡＺ靭性は上述のｖＥ0４７Ｊより低位にあるのに対して、Ｍｏを含有しないもののＨＡＺ靭性は高位なレベルを確保できていることが分かる。
【００３４】
次に、０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼で化学成分組成を調整することによって前記ＣＥＮを変化させた４０ｍｍ厚材について、ＪＩＳ  Ｚ  ３１５８に従ってｙ形溶接割れ試験を行ない、低温割れ防止予熱温度を求めた。その結果を、図８に示す。この結果から明らかな様に、低温割れ防止予熱温度を２５℃以下（予熱不要）とするためには、ＣＥＮを０．２９％以下とすることが必要であることが分かる。
【００３５】
次に、本発明の高張力鋼板における化学成分組成の限定理由について説明する。まず、本発明では、上記の様にＣ：０．０２５〜０．０４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：１〜２．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎ：０．００２〜０．００５％、および前記（１）式を満足するＴｉを夫々含有すると共に、実質的にＭｏを含まないものとする必要があるが、これらの元素の範囲限定理由は、次の通りである。
【００３６】
Ｃ：０．０２５〜０．０４５％
Ｃは、高張力鋼としての強度と低降伏比を確保するために必要な元素であり、引張強さ：５９０ＭＰａ級以上の強度と、低降伏比を得る為に活用する島状マルテンサイトを得るためには、フェライトの固溶限を超える０．０２５％の添加が必要である。こうした観点から、Ｃ含有量は０．０２５％以上とする必要がある。また、Ｃ含有量が０．０４５％を超えて過剰になると、Ｂ−Ｔｉ系鋼の場合では、ＣがＭ23（Ｂ，Ｃ）の形で固溶Ｂと化合して焼入性を低下させる一方で、低炭素〜中炭素ベイナイトやフェライト・パーライト相を生成する様になるので、引張強度が低下すると共に靭性が劣化する。また、耐溶接割れ性も劣化する。従って、Ｃ含有量は０．０２５〜０．０４５％とする必要がある。尚、冷間曲げ成形材のＹＲの安定確保および母材、大入熱溶接継手熱影響部の靭性の高位確保の点から、Ｃ含有量は０．０２８〜０．０４０の範囲が好ましい。
【００３７】
Ｓｉ：０．０５〜０．６％
Ｓｉは、脱酸に必要な元素であるが、含有量が０．０５％未満では、この効果が少なく、また０．６％を超えて過多に添加すると島状マルテンサイトを増加させて、母材靱性および溶接性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．６％の範囲とする。
【００３８】
Ｍｎ：１．０〜２．５％
Ｍｎは、ベイナイト組織鋼の組織を得る為に有効な元素であり、１．０％未満ではこの効果に乏しく、一方、２．５％を超えて過多に含有すると母材靱性および溶接性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は１．０〜２．５％とする必要がある。尚、硫化物系介在物の低減による鋼板の耐水素誘起割れを向上させる観点からして、より好ましい上限は２．０％である。
【００３９】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％
ｓｏｌ．Ａｌは脱酸元素であり、またスラブ加熱時のオーステナイト粒成長抑制作用もあるが、その含有量が０．００５％未満ではこうした効果が発揮されず、また０．１％を超えて過剰に含有されると靱性の劣化をもたらす。従って、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．００５〜０．１％の範囲とする。
【００４０】
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂは、結晶粒微細化作用を有し、低Ｃ−Ｂ−Ｔｉ系鋼の場合に非調質でも変態強化作用をもたらす元素である。その効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とする必要があるが、０．１％を超えて過剰に含有させると、靱性および溶接性を劣化させる傾向にある。従って、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．１％とする。尚、溶接継手熱影響部（ＨＡＺ）の靱性を確保するという観点からして、好ましくは上限を０．０５％とするのが良い。
【００４１】
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｂは、固溶状態でオーステナイト粒界に偏析した場合強度を向上させ、低Ｃ系でもベイナイト組織を安定して生成させるのに不可欠の元素である。その効果を発揮させるには、Ｂ含有量は０．０００３％以上必要である。一方、Ｂ含有量が０．００３％を超えると、強度向上効果が飽和するとともに、母材靱性および溶接性を劣化させる。従って、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００３％とする必要がある。
【００４２】
Ｎ：０．００１〜０．００５％、およびＴｉが上記（１）式を満足する量
Ｎは少量ほどＢによる焼入性向上によく効く元素であるが、ＴｉＮ，ＡｌＮとしてスラブ加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制するという観点から０．００１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が０．００５％超えると、Ｔｉの含有量を適切にしても母材および溶接熱影響部の靱性を著しく劣化させる。従って、Ｎ含有量は０．００１〜０．００５％とする必要がある。尚、母材および溶接熱影響部の靱性を高位で確保するためには、Ｎ含有量は０．００２０〜０．００４５％の範囲が好ましい。
【００４３】
一方、Ｔｉは脱酸作用並びに固溶Ｎの固定化によるＢの焼入性向上効果の促進作用を有する。固溶Ｎの固定化を図る為には、ＴｉをＮ含有量[N] の化学当量分［（４７．９／１４．０）×[N] ］−０．００３％以上を含有させるのが良く、それ未満になると固溶Ｂが析出物（ＢＮ等）などの形で析出して焼入性が低下するため、強度低下を惹き起こす。また、Ｔｉの含有量が０．０３％を超えると、母材靱性を劣化させることになる。従って、Ｔｉの含有量は( ４７．９／１４．０) ×［Ｎ］−０．００３〜０．０３％の範囲とする。
【００４４】
Ｍｏ：実質的に含まない
Ｍｏは、非調質ままでも焼入性向上に有効な元素であるが、本発明温度範囲で圧延を施す場合、このＭｏを含有させることは母材やＨＡＺの靭性を却って低下させることが判明した。そこで、本発明では良好な靭性を発揮させる為に、Ｍｏは実質的に含有しないものとした。尚、「実質的に含まない」とは、製鋼原料から不可避的に混入してくる量（例えば、０．０１％以下程度）の含有は許容できることを意味する。
【００４５】
本発明の非調質型低降伏比高張力鋼板において、上記（２）式に含まれる化学成分のうち、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖの含有量については、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１．２％、Ｖ：０．００５〜０．２０％であることが好ましい。尚、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖ等は、鋼板の強度を上昇させるという観点からすれば同効元素であるので、これらの元素の１種以上を適宜選んで含有させるようにすれば良い。これらの元素の範囲限定理由は、次の通りである。
【００４６】
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１．２％、Ｖ：０．００５〜０．２０％よりなる群から選ばれる１種以上
Ｃｕは、固溶強化による強度上昇に有効な元素である。Ｃｕ含有量が０．０５％未満ではこのような効果を十分に発揮できず、また０．５％を超えて添加すると、母材靱性を劣化させるとともに熱間割れが発生し易くなる。従って、Ｃｕ含有量は０．０５〜０．５％の範囲とするのが好ましい。
【００４７】
Ｎｉは、強度および靱性を向上し、またＣｕの添加による熱間加工性の劣化を抑制する。Ｎｉの含有量が０．０５％未満ではその十分な効果は得られず、また３％を超えて含有させると、スケール疵が発生し易くなり、またコストアップにもなる。従って、Ｎｉ含有量は０．０５〜３％の範囲とすることが好ましい。
【００４８】
Ｃｒは、強度上昇に有効な元素である。Ｃｒの含有量が０．０５％未満ではその効果を十分発揮できず、また１．２％を超えて含有させると溶接性を害する。従って、Ｃｒ含有量は０．０５〜１．２％の範囲とすることが好ましい。
【００４９】
Ｖは、強度上昇に有効な元素であり、その効果を得るためには、０．００５％以上含有させることが好ましいが、０．２０％を超えて含有させても、その効果が飽和するとともに溶接性を害する。
【００５０】
上記（２）式に含まれる化学成分は、上記好ましい範囲を外れて含有してもよいことは勿論であり、こうした鋼板も本発明の技術的範囲に含まれるものである。また、本発明で対象とする非調質型低降伏比高張力鋼板においては、上記の成分の他は鉄および不可避不純物からなるものであるが、必要によって、（ａ）Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、（ｂ）希土類元素：０．００２〜０．０２％、等を含有させることも有効であり、これら含有させる成分に応じて高張力鋼板の特性を更に向上させることができる。これらの成分の範囲限定理由は下記の通りである。尚、これらの成分以外にも、本発明の高張力鋼板においては、その特性を阻害しない程度の微量成分も含み得るものであり、こうした高張力鋼板も本発明の範囲に含まれるものである。
【００５１】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｃａは非金属介在物の球状化作用を有し、機械的性質の異方性の低減に有効であるが、含有量が０．０００５％未満では、その十分な効果は得られず、また０．０１％を超えて含有させると介在物の増加により靱性が劣化する。従って、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．０１％の範囲とすることが好ましい。
【００５２】
希土類元素：０．００２〜０．０２％
希土類元素（以下、「ＲＥＭ」と略記する）は、そのオキシサルファイドとしてＴｉＮ共存下でオーステナイト異常粒成長を抑制して溶接熱影響部の靱性を向上させる元素であるが、０．００２％未満ではこうした効果が発揮されず、０．０２％を超えて過剰に含有されると鋼の清浄度を悪くして内部欠陥を発生させる。従って、ＲＥＭの含有量は０．００２〜０．０２％の範囲とするのが好ましい。尚、ＲＥＭとは、周期律表第３属に属するスカンジウム（Ｓｃ），イットリウム（Ｙ）およびランタノイド系列希土類元素等の１７元素の総称であり、本発明ではこれらの元素のいずれをも使用できる。
【００５３】
ところで、本発明の高張力鋼板においては、前記（２）式で表されるＣＥＮが０．２０〜０．２９％の範囲である必要があるが、その理由は次の通りである。このＣＥＮは、「鋼の溶接硬化性及び低温割れを評価する炭素当量」［製鉄研究、第３０７号（１９８２），ｐ１１７〜１２８］の中で指標とされた溶接熱影響部の硬化性を表現する炭素当量であるが、このＣＥＮが０．２０％未満では厚肉材で引張強さ５９０ＭＰａ級を満足できなくなる。また、ＣＥＮが０．２９％を超えると溶接性を害するため、溶接時に予熱が必要となる。従って、ＣＥＮは０．２０〜０．２９％の範囲とする必要がある。
【００５４】
次に、本発明の製造条件における限定理由について説明する。本発明の製造方法では、上述した組成に成分調整した鋼片（鋳片を含む）を、Ｎｂ固溶温度以上１２５０℃以下に加熱後圧延を開始し、オーステナイトでの未再結晶域での累積圧下率を６０％以下とし、オーステナイトの未再結晶化温度−８０℃以上で圧延を終了した後、空冷することによって、音響異方性が小さく母材靭性の良好な引張強さ５９０ＭＰａ級鋼板が得られる。
【００５５】
本発明の上記製造方法において、加熱温度をＮｂ固溶温度以上とするのは、一旦組織をＮｂが完全固溶したオーステナイトとする為である。一方、１２５０℃を超える加熱は、オーステナイトが粗大化し、圧延によって十分な細粒化が図れなくなり、その結果として靭性を低下させることになる。
【００５６】
次いで、熱間圧延ではオーステナイトの未再結晶域での累積圧下率が６０％を超えると、集合組織の発達によって音響異方性が大きくなることから、累積圧下率を６０％以下とする必要がある。
【００５７】
圧延仕上温度がオーステナイトの未再結晶化温度−８０℃を下回ると、音響異方性が前記横波音速比ＣSL／ＣSCで１．０２以下を満足しなくなることから、圧延仕上温度はオーステナイトの未再結晶化温度−８０℃以上とする必要がある。圧延後の冷却については、変態域で加速冷却を施すと母材のＹＲが目標上限である７６％を超えてしまう場合が生じるので、ＹＲの低位安定確保という観点から、空冷とするのが良い。
【００５８】
上記した条件要件を満足させて製造することによって、ベイナイト地に島状マルテンサイト相が微細分散したミクロ組織とすることができ、こうした組織とすることによって上記した効果が発揮されるのである。尚、上記ミクロ組織として、ベイナイト地における島状マルテンサイト量（体積率）は、０．８〜２．５体積％程度であることが好ましい。この体積率が、０．８体積％未満の組織では、降伏比７６％以下を満足できない。一方、島状マルテンサイト量（体積率）が２．５体積％を超えると、母材靱性を劣化させる。
【００５９】
以下、実施例によって本発明を更に具体的に示すが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００６０】
【実施例】
下記表１，２に示す化学成分組成を有する各種鋼種の溶製スラブを制御圧延（ＣＲ）して４０〜１００ｍｍ厚の鋼板を製造した。
【００６１】
【表１】
0003734692.tif 000002
【００６２】
【表２】
0003734692.tif 000003
【００６３】
それぞれの鋼板から引張試験片（ＪＩＳ４号、Ｔ方向）およびシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ４号、ｔ／４、Ｌ方向）を採取し、引張試験および衝撃試験を実施した。また、ミクロ組織を顕微鏡で観察して、島状マルテンサイト量（体積％）を求めると共に、上記鋼板の音響異方性を評価する為に、ＪＩＳ  Ｚ  ３０６０に準拠して横波音速比（ＣSL／ＣSC）を求めた。
【００６４】
一方、上記各鋼板を表面側を外面側にしてＴ方向に冷間曲げ加工（Ｒ＝２０ｔ）を施した後、曲げ外面側のｔ／４近傍から周方向に引張試験片（ＪＩＳ４号）を採取し、引張試験を実施してＹＲを求めた。
【００６５】
また、上記鋼板の溶接性を評価するために、ＪＩＳ  Ｚ  ３１５８に従うｙ形溶接割れ試験片を採取して、低温割れ防止予熱温度を測定した。
【００６６】
更に、大入熱溶接継手のＨＡＺの靭性を評価する為に、入熱約２０ｋＪ／ｍｍ相当の熱サイクル［最高加熱温度１３５０℃保持後、８００〜５００℃の冷却時間（Ｔｃ）を８０ｓで冷却］を付加した試験片で、シャルピー衝撃試験片を採取し、衝撃試験を実施した。これらの試験結果を、製造条件と共に下記表３、４に示す。
【００６７】
【表３】
0003734692.tif 000004
【００６８】
【表４】
0003734692.tif 000005
【００６９】
まず、実験Ｎｏ．１のものは、Ｑ−Ｑ’（２相域焼入れ）−Ｔで製造した４０ｍｍ厚の低降伏比５９０ＭＰａ級鋼板である。実験Ｎｏ．２〜６は、Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系の４０ｍｍ厚の非調質鋼板の材質に及ぼすＣ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．７，８，３４は、同じく材質に及ぼすＮ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．９は、同じく材質におよぼすＭｏ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．１０〜１２は、同じく材質に及ぼす炭素当量ＣＥＮの影響を示したものである。
【００７０】
実験Ｎｏ．１３，１４は、同じく材質に及ぼすＳｉ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．１５〜１７は、同じく材質に及ぼすＭｎ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．１８、１９は、同じく材質に及ぼすＣｕ含有量の影響を示したものである。
【００７１】
実験Ｎｏ．２０は、同じく材質に及ぼすＮｉ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．２１は、同じく材質に及ぼすＣｒ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．２２は、同じく材質におよぼすＶ含有量の影響を示したものである。
【００７２】
実験Ｎｏ．２３は、同じく材質におよぼすＢ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．２４〜２６は、同じく材質に及ぼすＴｉ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．２７は、同じく材質に及ぼすＣａ含有量の影響を示したものである。
【００７３】
実施例Ｎｏ．２８は、同じく材質に及ぼすＲＥＭ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．２９は、同じく材質におよぼす板厚の影響を示したものである。実験Ｎｏ．３０は、同じく材質におよぼす圧延仕上温度の影響を示したものである。
【００７４】
実験Ｎｏ．３１は、同じく材質の及ぼすオーステナイト未再結晶域での累積圧下率の影響を示したものである。実験Ｎｏ．３２は、同じく材質の及ぼす加熱温度の影響を示したものである。実験Ｎｏ．３３は、同じく材質の及ぼす圧延後の冷却速度の影響を示したものである。
【００７５】
これらの結果から明らかな様に、本発明で規定する化学成分および圧延・冷却条件を満足する鋼板は、降伏強度（０．２％ＹＳ）：４４０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）：５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）：７６％以下および破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：０℃以下、Ｒ＝２０ｔの冷間曲げ加工後のＹＲ：８０％以下の機械的特性を有すると共に、横波音速度比（ＣSL／ＣSC）：１．０２以下の音響異方性を有したものとなる。また、ｙ形溶接割れ試験での低温割れ防止予熱温度が２５℃以下と予熱を必要としないものである。しかも、例えば１０ｋＪ／ｍｍもの大入熱溶接が施されても、母材同様に４７Ｊ以上の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を有するものとなる。
【００７６】
これに対して、比較例のものでは、降伏強度、引張強度、降伏比、母材靭性、冷間曲げ加工後のＹＲ、音響異方性、溶接性および大入熱溶接継手ＨＡＺ靭性のいずれかの特性が劣化している。
【００７７】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、溶接施工において予熱不要で音響異方性が小さく、７６％以下の降伏比および大入熱溶接ＨＡＺ靭性を兼ね備えた引張強さ５９０ＭＰａ以上を有する高張力鋼板が製造できた。この様にして得られた鋼板は、コンクリート充填鋼管柱（ＣＦＴ）の様に、冷間曲げ成形が施されたも応力除去焼鈍なしでＹＲ８０％以下を満足させ得るものであり、建築用のみならず、音響異方性が要求された耐震設計橋梁用の鋼材等へも適用できるものである。しかも、これらの特性は、非調質で具備できるものであり、鋼板製造および溶接施工に対して省工程、コスト低減および省エネルギーの派生効果を生むものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】圧延まま材および冷間曲げ加工材の機械的性質に及ぼすＣ含有量の影響を示したグラフである。
【図２】０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼における圧延ままおおび冷間曲げ加工材の機械的性質に及ぼすＮ含有量の影響を示したグラフである。
【図３】０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼における圧延ままおよび冷間曲げ加工材の機械的性質に及ぼすＭｏ含有の有無の影響を示したグラフである。
【図４】音響異方性に及ぼす圧延仕上げ温度の影響を示したグラフである。
【図５】音響異方性に及ぼすオーステナイトの未再結晶域での累積圧下率の影響を示したグラフである。
【図６】０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼のＴｃ８０ｓ材のＨＡＺ靭性に及ぼすＮ含有量の影響を示したグラフである。
【図７】０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼のＴｃ８０ｓ材のＨＡＺ靭性に及ぼすＭｏ含有の有無の影響を示したグラフである。
【図８】ＪＩＳ  Ｚ  ３１５８による低温割れ防止予熱温度に及ぼす炭素当量（ＣＥＮ）の影響を示したグラフである。
【図１】
0003734692.tif 000006
【図２】
0003734692.tif 000007
【図３】
0003734692.tif 000008
【図４】
0003734692.tif 000009
【図５】
0003734692.tif 000010
【図６】
0003734692.tif 000011
【図７】
0003734692.tif 000012
【図８】
0003734692.tif 000013