(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０２〜０．０４％（質量％の意味、以下同じ）、
固溶Ｂ：０．０００２〜０．００２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．６％、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
全Ｂ：０．０００３〜０．００３％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００８％以下（０％を含まない）、
下記（２）式を満足するＴｉ、を夫々含有し、
更に、Ｃｕ：０．０５〜１．２％、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、および／またはＭｏ：０．０１〜１％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
さらに下記（１）式で表されるＣＥＮが０．２１〜０．３０％の範囲を満足する化学組成を有し、且つベイナイトを主体とし、０．８〜２．５体積％の島状マルテンサイトが分散した組織からなるものであることを特徴とする溶接性の優れた引張強さ５９０ＭＰａ以上の非調質型低降伏比高張力鋼板。
ＣＥＮ（％）＝［Ｃ］＋Ａ（ｃ）｛［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／２０＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）／５＋５［Ｂ］｝  ……（１）
（４７．９／１４．０）×［Ｎ］≦Ｔｉ≦０．０５％  ……（２）
但し、
Ａ（ｃ）＝０．７５＋０．２５ｔａｎｈ｛２０（［Ｃ］−０．１２）｝
であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｎｂ］，［Ｖ］，［Ｂ］および［Ｎ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，ＢおよびＮの含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％を含有するものである請求項１に記載の高張力鋼板。
【請求項３】
希土類元素：０．００２〜０．０２％を含有するものである請求項１または２に記載の高張力鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、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以上を有する溶接構造用高張力鋼板は、鋼構造物の大型化、高性能化に相俟って、ラインパイプ用、建築・橋梁用および造船・海構用とその適用は広がっている。
【０００３】
こうした高張力鋼板は、引張強さの増加に伴って降伏強さは増加し、その反面一様伸びは減少するので、塑性変形能が減少するのが一般的な冶金学的現象である。しかしながら、ラインパイプにおいては、鋼管成形時のスプリングバックの発生抑制および脆性破壊防止という観点から、降伏比［（降伏耐力／引張強さ）×１００（％）］の低い高張力鋼材が望まれている。
【０００４】
一方、建築構造物においては、高層化、大スパン化に伴って、高い許容応力度を有しつつ、且つ巨大地震に対して大きな塑性変形能を有する低降伏比で５９０ＭＰａ以上の鋼材の必要性が増している。
【０００５】
また、橋梁においても、合理化橋や限界状態設計法の導入に合わせて、高い許容応力度と大きな塑性変形能を有する高張力鋼材が望まれているのが実状である。
【０００６】
更に、船舶・海洋構造物においては、海難に対する安全性確保の観点から、高い静的エネルギー吸収能と高い衝撃エネルギー吸収能を併せ持った高張力鋼板の出現が待たれている。
【０００７】
上記の要望に沿う低降伏比高張力鋼板の製造技術としては、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との組合せからなる従来の熱処理（ＲＱ−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ＲＱ−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、低硬度で延性に優れるフェライトと硬い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。
【０００８】
しかしながら、こうした方法では、従来のＲＱ−Ｔ法に比較して、強度を確保するのに多くの合金元素が必要となるため、溶接割れ感受性が高くならざるを得ず、溶接性に劣り、ｙ形溶接割れ試験での割れ防止予熱温度は１００℃と高かった。また、ＲＱ−Ｑ’−Ｔと３回の熱処理工程を必要とするものであるため、材質が変動し易く、生産性も劣るという問題がある。
【０００９】
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含有量を固溶限（約０．０２％）未満とし、且つＭｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＮｂおよびＢを適量添加して、ベイナイト単相化することで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。
【００１０】
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部で７７〜８０％であり、上記建築用鋼に対する要求値（８０％以下）を満足するものの、材質ばらつきを考慮すると、要求値を安定して確保できるレベルとは言えず、しかも引張強さ５９０ＭＰａ級としては適用できない。
【００１１】
また、広範囲の板厚において大きな塑性変形能を必要とされる用途に対しては、従来の調質や加速冷却法では板厚による材質変動が大きく、薄肉材では降伏比が高くなり、厚肉材では強度が低下するため、低降伏比高張力鋼材を安定して製造することは困難を伴っていた。
【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７５％以下、引張強さ５９０ＭＰａ以上を有する非調質型低降伏比高張力鋼板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型低降伏比高張力鋼板とは、Ｃ：０．０２〜０．０４％、固溶Ｂ：０．０００２〜０．００２％を夫々含有すると共に、下記（１）式で表されるＣＥＮが０．２１〜０．３０％の範囲を満足する化学組成を有し、且つベイナイトを主体とし、０．８〜２．５体積％の島状マルテンサイトが分散した組織からなるものである点に要旨を有するものである。
0003737300.tif 000002
但し、Ａ（ｃ）＝０．７５＋０．２５ｔａｎｈ｛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】
本発明の非調質型低降伏比高張力鋼板において、上記（１）式に含まれる化学成分のうち、Ｓｉ，Ｍｎ，ＮｂおよびＢの含有量については、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、全Ｂ：０．０００３〜０．００３％であることが好ましい。また、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖの含有量については、Ｃｕ：０．０５〜１．２％、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（１）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、本発明の非調質型低降伏比高張力鋼板においては、上記の他、必要によって、（ａ）ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、（ｂ）Ｍｏ：０．０１〜１％、（ｃ）Ｎ：０．００８％以下（０％を含まない）、およびＴｉが上記（２）式を満足する量、（ｄ）Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、（ｅ）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】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、非調質で溶接割れ感受性が低く、且つ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に関して様々な角度から検討した。その結果、下記（１）〜（３）に示す知見が得られた。
【００１７】
（１）Ｃ含有量を適正に低減すると共に、その分固溶Ｂ（ｓｏｌ．Ｂ）および焼入性向上元素と適正に置き換えることによって、ベイナイト主体の組織とし、これによって５９０ＭＰａ以上の引張強さと予熱不要を達成できること。
（２）体積率で０．８〜２．５％の島状マルテンサイトを、上記ベイナイト母相中に分散生成させることで降伏比７５％以下を安定確保できること。
（３）上記成分および組織の制御により、強度に対する冷却速度依存性は極めて小さく、非調質ままで広い板厚範囲をカバーできること。
【００１８】
そして、上記知見に基づき更に鋭意研究したところ、上記構成を採用すれば、上記目的が見事に達成されることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明の高張力鋼板における特徴である優れた強靱性、低降伏比および良好な溶接性を得る為の化学組成、ミクロ組織の限定理由を、その経緯に沿って説明する。
【００１９】
本発明者らは、Ｂ系鋼、Ｂ−Ｍｏ系鋼およびＭｏ系鋼について、強度、降伏比、靱性およびミクロ組織に及ぼすＣ含有量の影響を調査するために、表１に示す鋼種Ｂ〜Ｆ（Ｂ系鋼）、Ｇ〜Ｍ（Ｂ−Ｍｏ系鋼）、Ｎ〜Ｒ（Ｍｏ系鋼）の化学組成を有するスラブを、１２００℃に加熱後圧延を８２０℃で仕上げた後、空冷ままとした２０ｍｍ厚の鋼板を用いて、引張試験、シャルピー衝撃試験およびミクロ組織観察を行なった。尚、表１中の鋼種Ａは、従来のＲＱ−Ｑ’−Ｔ法を適用する低降伏比５９０ＭＰａ級鋼を意味する。
【００２０】
【表１】
0003737300.tif 000003
【００２１】
本発明で狙いとした機械的性質の目標値は、降伏耐力（ＹＳ：降伏点または０．２％オフセット耐力）が４４０ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、降伏比［ＹＲ：（ＹＳ／ＴＳ）×１００（％）］が７５％以下、破面遷移温度（ｖＴｒｓ：Ｌ方向、板厚１／４部）が０℃以下である。
【００２２】
供試材の引張試験およびシャルピー衝撃試験の結果を図１に示す。尚、図１において、○印および□印はＢ系鋼、△印および◇印はＢ−Ｍｏ系鋼、●印および■印はＭｏ系鋼を夫々示している（後記図２〜５においても同じ）。
【００２３】
この結果から次のことが分かる。まず、Ｍｏ系鋼はＣ含有量の増加とともにＹＳ、ＴＳおよびＹＲは単調に上昇する傾向にあり、ＴＳ：５９０ＭＰａ以上では非調質でＹＲが目標値（７５％以下）を満足できない。これに対し、Ｂ系鋼およびＢ−Ｍｏ系鋼は今回対象としたＣ範囲内においてはＣ含有量の増加に伴い、ＹＳは殆ど変化しないものの、ＴＳは約０．０３％Ｃをピークとする上に凸状の曲線変化を呈する。これより、今回調査した低Ｃ領域ではＣＥＮ０．２１％以上でＴＳ目標値の５９０ＭＰａを十分満足すると共に、Ｃ：０．０２〜０．０４％の範囲においてＹＲ目標値７５％以下も同時に満足する。とりわけＢ−Ｍｏ系鋼ではＹＲの目標値を満足した上でＴＳ６９０ＭＰａ級が得られることがわかる。
【００２４】
そこで、非調質で引張強さ５９０ＭＰａ以上を満足できるＢ（ボロン）系鋼（鋼種Ｂ〜Ｆ）およびＢ−Ｍｏ系鋼（鋼種Ｇ〜Ｍ）を対象にして、強靱性、降伏比とミクロ組織および成分の関係を把握するために、島状マルテンサイト量および固溶Ｂ量に及ぼすＣ含有量の影響を調査した。
【００２５】
このとき、島状マルテンサイト量は母相の主構成となるベイナイト組織を電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察することで体積分率を求めた。また、固溶Ｂ量は、電解抽出残渣分析法により定量分析を行った。これらの結果を、図２に示す。
【００２６】
図２から明らかな様に、島状マルテンサイト量はＣ含有量に大きく依存し、約０．０３％Ｃをピークとする上に凸状の曲線変化を呈する。Ｃ含有量が約０．０３％より少ないと島状マルテンサイト相そのものが減り、一方、Ｃ含有量が約０．０３％より多いと空冷ままで島状マルテンサイト相に代って、セメンタイトを含むＣ濃縮相を形成する様になる。また、Ｂは低Ｃになる程固溶状態で存在することができる様になり、非調質ままでポリゴナイルフェライトやパーライトの発生を抑制した低Ｃのベイナイト相を主体とした組織を形成する。
【００２７】
これらのことから、固溶Ｂを０．０００２％以上とした上で母相とするベイナイト相中に０．８体積％以上の島状マルテンサイト相を分散させることで、ＴＳ：５９０ＭＰａ以上とＹＲ：７５％以下を同時に満足できる。そのためには、Ｃ：０．０２〜０．０４％とＢを含む非調質鋼とする必要がある。また、本成分範囲においてｖＴｒｓは目標の０℃以下を十分満足できる（前記図１）。
【００２８】
次に、０．０３％ＣのＢ系、Ｂ−Ｍｏ系非調質鋼の材質に及ぼす板厚の影響を調査するために、前記表１に示した鋼種Ｓ，Ｊ（ＣＥＮが夫々０．２３１％、０．２５５％）のスラブを１２００℃に加熱後、圧延を８２０℃で仕上げた後空冷ままとして、板厚が６，１０，２０，５０，７５，１００（ｍｍ）の鋼板を作製した。そして、引張試験、シャルピー衝撃試験およびミクロ組織観察を行ない、これらの特性を８００〜５００℃間の平均冷却速度（℃／Ｓ）で整理した。その結果を、図３および図４に示す。
【００２９】
図３から、０．０３％ＣのＢ系、Ｂ−Ｍｏ系非調質鋼の強度に及ぼす板厚および冷却速度依存性は極めて小さいことがわかる。また、図４から、板厚が増大すると変態温度域での冷却速度が遅くなるため、固溶Ｂ量が減少して２相（Ｃ希薄相、Ｃ濃縮相）分離が進み、島状マルテンサイト量が増加する。そして、島状マルテンサイト量が増加すると母材靱性が劣化する。
【００３０】
以上のことから、厚肉まで目標の強度および降伏比を満足し、且つ良好な母材靱性を具備させる必要がある場合には、固溶Ｂを０．０００２％以上、島状マルテンサイト分率を０．８〜２．５％とし、且つ本発明で規定する範囲内で適宜炭素当量のＣＥＮを上昇させることによって適用板厚が拡大できることがわかる。例えば、本発明で規定する範囲内でＣＥＮ：０．２３％およびそれ以上では１００ｍｍ厚迄同一鋼種で以って目標特性を具備できるものとなる。
【００３１】
上記で目標材質を満足する低Ｃ−Ｂ系および低Ｃ−Ｂ−Ｍｏ系非調質鋼において、溶接性からくる成分制約を求めるために、前記表１の鋼種ＴのＢ添加非調質鋼（２０、１００ｍｍ厚）および鋼種Ｕ，Ｖ，ＷのＢ−Ｍｏ添加非調質鋼（２０、１００ｍｍ厚）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Ｔｃｒを求めた。その結果を、図５に示す。
【００３２】
この結果から明らかな様に、低温割れ防止予熱温度Ｔｃｒを２５℃以下（予熱不要）とするためには、ＣＥＮを０．３０％以下とすることが必要であることが分かる。
【００３３】
これらの知見から、予熱不要で且つＹＲ：７５％以下の引張強さ：５９０ＭＰａ級以上の特性を具備させるためには、化学組成としてＣ：０．０２〜０．０４％、固溶Ｂ：０．０００２〜０．００２％含有して、ＣＥＮ：０．２１〜０．３０％とすることと非調質の組合せで、ベイナイトを主体とし、０．８〜２．５体積％の島状マルテンサイトが分散した組織を形成することが必要であることが判明した。
【００３４】
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：０．０２〜０．０４％、固溶Ｂ：０．０００２〜０．００２％を含有する必要があるが、これらの元素の範囲限定理由は、次の通りである。
【００３５】
Ｃ：０．０２〜０．０４％
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、７５％以下の降伏比を得るためには、Ｃの固溶限以上の添加が必要である。こうした観点から、Ｃ含有量は０．０２％以上とする必要がある。また、Ｃ含有量が０．０４％を超えて過剰になると、例えば低Ｃ−Ｂ系鋼の場合では、ＣがＭ23（ＣＢ）6 の形で固溶Ｂと化合して焼入性を低下させると共に、Ｃがセメンタイトを含むＣ濃縮相を形成する様になるので、引張強さが低下し、降伏比が上昇するため、上記目標値を満足できない。また、耐溶接割れ性も劣化する。従って、Ｃ含有量は０．０２〜０．０４％とする必要がある。
【００３６】
固溶Ｂ：０．０００２〜０．００２％
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、固溶Ｂ量で０．０００２％以上必要である。一方、固溶Ｂ量が０．００２％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、固溶Ｂ量は０．０００２〜０．００２％とする必要がある。また、同様の観点から、全Ｂ含有量は、０．０００３〜０．００３％の範囲とすることが好ましい。
【００３７】
本発明の非調質型低降伏比高張力鋼板において、上記（１）式に含まれる化学成分のうち、Ｓｉ，ＭｎおよびＮｂの含有量については、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％であることが好ましい。また、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖの含有量については、Ｃｕ：０．０５〜１．２％、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。
【００３８】
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％の範囲とすることが好ましい。
【００３９】
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％とするのが好ましい。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。
【００４０】
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂは、結晶粒微細化作用を有し、低Ｃ−Ｂ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％以上とすることが好ましいが、０．１０％を超えて含有させると、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％とすることが好ましい。尚、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性確保の点からして、より好ましくは上限を０．０５％とするのが良い。
【００４１】
Ｃｕ：０．０５〜１．２％、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，Ｎｉ，ＣｒおよびＶ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り、鋼板の板厚、目標強度・靱性のレベルに応じてこれらの元素の１種以上を含有させれば良い。これらの元素の各作用は、下記の通りである。
【００４２】
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１．２％を超えて添加すると、ε−Ｃｕ相の析出が顕著になって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０．０５〜１．０ｗｔ％の範囲とするのが好ましい。
【００４３】
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。
【００４４】
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。
【００４５】
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。
【００４６】
前述の如く、上記（１）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、本発明の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）ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、（ｂ）Ｍｏ：０．０１〜１％、（ｃ）Ｎ：０．００８％以下（０％を含まない）、およびＴｉが上記（２）式を満足する量、（ｄ）Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、（ｅ）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通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。
【００４７】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％
ｓｏｌ．Ａｌは脱酸元素であり、その含有量が０．００５％未満ではそのような効果が発揮されず、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％の範囲とすることが好ましい。
【００４８】
Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｍｏは、非調質ままでも焼入性向上に有効な元素であり、とりわけ引張強さ５９０ＭＰａ級鋼の厚肉材での強度確保、あるいは更なる強度グレードの鋼を得る場合に有効であり、必要によって含有される。そうした効果を発揮させる為には、０．０１％以上含有させることが好ましいが、１％を超えて過剰に含有させると溶接性および溶接熱影響部靱性を劣化させる。従って、Ｍｏの含有量は０．０１〜１％とすることが好ましい。
【００４９】
Ｎ：０．００８％以下（０％を含まない）、およびＴｉが上記（２）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。Ｎの含有量が０．００８％超えると、Ｔｉの含有量を適切にしても母材靱性を劣化させる。従って、Ｎ含有量は０．００８％以下とするのが好ましい。
【００５０】
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を完全に固定させる為には、ＴｉをＮ含有量[N] の化学当量分［（４７．９／１４．０）×[N] ］以上を含有させることが好ましく、それ未満になると固溶Ｂが析出物（ＢＮ等）の形で析出して焼入性が低下するため、ベイナイト相分率が低くなって強度低下を惹き起こす。また、Ｔｉの含有量が０．０５％を超すると、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］〜０．０５％の範囲とすることが好ましい。
【００５１】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｃａは非金属介在物の球状化作用を有し、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（１）式で表されるＣＥＮが０．２１〜０．３０％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、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０．２１％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０．３０％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０．２１〜０．３０％の範囲とする必要がある。
【００５４】
本発明の高張力鋼板のミクロ組織は、ベイナイトを主体とし、０．８〜２．５体積％で島状マルテンサイトが分散した組織とする必要がある。ベイナイト相への島状マルテンサイト相の混合は、引張強さ５９０ＭＰａ級以上を確保しつつ、且つ降伏比の低減に極めて有効である。島状マルテンサイト量（体積率）が０．８体積％未満のベイナイト組織では、降伏比７５％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。従って、母相としてのベイナイト主体組織での島状マルテンサイトの体積率を０．８〜２．５体積％の範囲とする必要がある。
【００５５】
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。
【００５６】
【実施例】
前記表１に示した化学成分組成および下記表２，３に示す化学成分組成を有する各鋼種の溶製スラブを制御圧延（ＣＲ）して６〜１００ｍｍ厚の鋼板を製造した。
【００５７】
【表２】
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【００５８】
【表３】
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【００５９】
それぞれの板から引張試験片（ＪＩＳ、Ｔ方向）およびシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ、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、ミクロ組織を電子顕微鏡で観察して、島状マルテンサイト量を求めるとともに、電解抽出残渣分析により、固溶Ｂの定量分析を行った。
【００６０】
更に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、溶接割れ防止予熱温度Ｔｃｒを測定した。これらの試験結果を、製造条件と共に表４〜８に示す。
【００６１】
【表４】
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【００６２】
【表５】
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【００６３】
【表６】
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【００６４】
【表７】
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【００６５】
【表８】
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【００６６】
まず、実験Ｎｏ．１のものでは、ＲＱ−Ｑ’−Ｔで製造した従来の２０ｍｍ厚の低降伏比５９０ＭＰａ級鋼板である。実験Ｎｏ．２〜６，７〜１３、１４〜１８は、夫々Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系、Ｍｏ系の２０ｍｍ厚の非調質鋼板の材質におよぼすＣ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．１９〜２４，２５〜２９は、夫々Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系の非調質鋼板の材質におよぼす板厚（冷却速度）依存性を示したものである。
【００６７】
実験Ｎｏ．３０〜３５はＢ系、Ｂ−Ｍｏ系の非調質鋼板の溶接性におよぼす炭素当量の影響を示したものである。また、実験Ｎｏ．３６〜３８はＢ系、Ｂ−Ｍｏ系の非調質鋼板の材質におよぼすＳｉ含有量の影響を示したものである。更に、実験Ｎｏ．３９〜４４はＢ系、Ｂ−Ｍｏ系の非調質鋼板の材質におよぼすＭｎ含有量の影響を示す。
【００６８】
実験Ｎｏ．４５、４６は、Ｂ系の非調質鋼板の材質におよぼす酸固溶Ａｌ（Ｓｏｌ．Ａｌ）含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．４７〜５０は、Ｂ系非調質鋼板の材質におよぼすＮｂ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．５１〜５５は、０．０３％Ｃ非調質鋼板の材質におよぼすＢ含有量の影響を示したものである。
【００６９】
実験Ｎｏ．５６、５７は、Ｂ系非調質鋼板の材質におよぼすＮ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．５８〜６０は、Ｂ系非調質鋼板の材質におよぼすＭｏ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．６１〜６３は、Ｂ系非調質鋼板の材質におよぼすＣｕ含有量の影響を示したものである。
【００７０】
実験Ｎｏ．６４〜６８は、Ｂ系非調質鋼板の材質におよぼすＴｉ含有量の影響を示す。実験Ｎｏ．６９は、Ｂ系非調質鋼板の材質におよぼすＮｉ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．７０〜７２は、Ｂ系非調質鋼板の材質におよぼすＣｒ含有量の影響を示したものである。
【００７１】
実験Ｎｏ．７３〜７８は、Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系非調質鋼板におよぼすＶ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．７９〜８３は、Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系非調質鋼板の材質におよぼすＣａ含有量の影響を示したものである。
【００７２】
実験Ｎｏ．８４〜８７はＢ系、Ｂ〜Ｍｏ系非調質鋼板の材質におよぼすＲＥＭ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．８８〜９１は、Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系非調質鋼板の材質におよぼす圧延仕上温度の影響を示す。
【００７３】
これらの結果から明らかなように、本発明で規定する化学成分およびミクロ組織を有する鋼板は、降伏耐力（ＹＳ）：４４０ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）：５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）：７５％以下および破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：０℃以下の機械的特性を有すると共に、ｙ形溶接割れ試験での割れ防止予熱温度Ｔｃｒが２５℃以下と予熱を必要としないものである。
【００７４】
これに対して、比較例のものでは、降伏耐力、引張強さ、降伏比および割れ防止予熱温度の目標特性のいずれかが満足できない。
【００７５】
【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、降伏比７５％以下、および引張強さ５９０ＭＰａを有する高張力鋼板が実現できたものであり、こうした鋼板は、コンクリート充填鋼管柱を含む建築用、耐震橋梁用、高グレードラインパイプ用および船体外板等の５９０ＭＰａ級鋼板を対象として低降伏比と予熱不要の特性を広い板厚範囲の非調質鋼で具備させるものであり、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】Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系およびＭｏ系の非調質鋼板の機械的性質におよぼすＣ含有量の影響を示すグラフである。
【図２】島状マルテンサイト量および固溶Ｂ量におよぼすＣ含有量の影響を示すグラフである。
【図３】Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系の非調質鋼板の機械的性質におよぼす板厚の影響を平均冷却速度で整理したグラフである。
【図４】Ｂ系、Ｂ−Ｍｏ系の非調質鋼板の島状マルテンサイト量および固溶Ｂ量の影響を平均冷却速度で整理したグラフである。
【図５】ＪＩＳ  Ｚ  ３１５８による低温割れ防止予熱温度におよぼす炭素当量（ＣＥＮ）の影響を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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