JP6835054B2 - 高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高張力鋼板に関し、特に、板厚１／２位置における機械的特性に優れるとともに、板厚全体にわたって継手靭性および継手加工性に優れ、かつ、溶接性にも優れる高張力鋼板に関する。したがって、本発明の高張力鋼板は、海洋構造物、圧力容器、ペンストック、橋梁、トンネルなどの鋼構造物用として好適に用いることができる。また、本発明は、前記高張力鋼板の製造方法に関する。

近年、鋼構造物の大型化などの理由から、使用される鋼材の厚肉化、高強度化が要望されている。中でも、高強度かつ低温靭性に優れる鋼板が求められており、そのような要求を満たす高張力鋼板を提供するために、様々な技術が提案されている。

例えば、特許文献１では、熱間圧延に先立って鋳片を再加熱する際に、特定条件で予備的熱処理を行う高張力鋼板の製造方法が提案されている。特許文献１によると、前記予備的熱処理を行うことにより、混粒の発現が回避され、その結果、鋼板の低温靭性が向上する。

また、特許文献２では、特定の成分組成を有するスラブを熱間圧延した後、特定の条件で冷却と焼戻しを行う高張力鋼板の製造方法が記載されている。特許文献２によると、前記製造方法は生産性に優れるとともに、低温靭性に優れた高張力鋼板の製造を可能とする。

特許文献３では、特定の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延した後、特定の条件で急冷と焼戻しを行う高張力鋼板の製造方法が記載されている。前記製造方法によれば、母材の強度および靭性に加え、溶接熱影響部の靭性に優れる高張力鋼板を得ることができる。

特開２００３−１２９１３４号公報 特許第４８４２４０２号公報 特開２０１２−１７２２４３号公報

しかしながら、特許文献１〜３に記載されているような従来技術においては、母材鋼板の低温靭性に一定の改善が見られるものの、板厚１／４位置における靭性のみに着目しており、板厚中心部までの機械的特性は保証されていない。一般に板厚が厚いほど、鋳造スラブの中心偏析やポロシティと呼ばれる内部微小空孔等に起因する鋼板の内部欠陥や溶接欠陥（ザク疵）が発生しやすく、材料特性に悪影響を及ぼす。そのため、近年の厚肉化と高強度化の要求を十分に満たすためには、「内質」と称される、板厚１／２位置における機械的特性を制御する必要がある。

また、鋼構造物の破壊安全性の観点からは、溶接性に優れること、および溶接部の板厚方向全体にわたって高い靱性および継手加工性を備えることが求められるが、特許文献１〜３では、溶接性や溶接部の板厚方向全体における靭性および継手加工性に対して十分な考慮が払われていなかった。

本発明は、上記実状に鑑みてなされたものであり、板厚１／２位置における機械的特性に優れるとともに、板厚全体にわたって継手靭性および継手加工性に優れ、かつ、溶接性にも優れる高張力鋼板を提供することを目的とする。なお、ここで「継手加工性」とは、継手側曲げ試験において割れが発生しない特性を指すものとする。

本発明者らは、上記課題を解決する方途について鋭意検討し、以下の知見を得た。

（１）板厚１／２位置における優れた機械的特性を確保するためには、不純物元素、介在物、およびミクロ組織を制御する必要がある。

（２）上記不純物元素については、中心偏析の原因となる不純物元素であるＰおよびＳを低減し、さらに固溶ＳをＣａ系介在物として固定する必要がある。

（３）上記介在物については、前記Ｃａ系介在物のサイズおよび分布密度が特定の範囲内になるように、ＣａとＳの含有量を制御する必要がある。

（４）上記ミクロ組織については、板厚１／２位置におけるミクロ組織をベイナイトとマルテンサイトの混合組織とし、かつ旧オーステナイト粒径を所定の範囲内になるように制御する必要がある。

（５）上記条件を満たすためには、熱間圧延工程において、高温−強圧下圧延によって中心偏析を抑制しポロシティの低減を図る必要がある。

（６）さらに、溶接性を確保するために、Ｃ含有量を低くした上でＰｃｍを一定値以下に抑える必要がある。

（７）加えて、継手加工性を確保するには、（ｉ）固溶Ｓ、および（ｉｉ）鋼板の内部欠陥および溶接欠陥に加え、（ｉｉｉ）板厚１／２位置の偏析部で生成しやすいＭｎＳの３つを同時に低減することが必要である。

本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は以下の通りである。

１．質量％で、
Ｃ ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００２０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎｉ：０．０１〜５.００％、
Ｍｏ:０．０１〜１．００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ :０．０００３〜０．００３０％、
Ｎ ：０．００１５〜０．００６５％、および
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
下記（１）式で定義されるＰｃｍが０．３０以下であり、
下記（２）式で定義されるＰ_Ｓ，Ｃａが０．００１０以下である成分組成を有し、
ベイナイトとマルテンサイトの合計の面積率が９５％以上であり、かつ、旧オーステナイトの平均粒径が４０μｍ以下である板厚１／２位置におけるミクロ組織を有し、
Ｓを含有し、かつＦｅを除いた元素におけるＣａの質量分率が５％以上である介在物として定義されるＣａ系介在物を含有し、
板厚１／２位置における前記Ｃａ系介在物の分布密度が０個／ｍｍ^２超、１００個／ｍｍ^２未満であり、かつ
板厚１／２位置における前記Ｃａ系介在物の平均円相当径が２．０μｍ未満である、高張力鋼板。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ…（１）
Ｐ_Ｓ，Ｃａ＝Ｓ−Ｃａ×３２／４０…（２）
ただし、上記（１）、（２）式における元素記号は、質量％単位で表した、前記高張力鋼板における各元素の含有量であり、当該元素が含有されない場合にはゼロとする。

２．前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：１．５０％以下、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｎｂ：０．１０％以下、および
Ｖ ：０．２０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記１に記載の高張力鋼板。

３．前記成分組成が、質量％で、
ＲＥＭ：０．０２％以下、および
Ｍｇ：０．００５％以下の一方または両方をさらに含有する、上記１または２に記載の高張力鋼板。

４．質量％で、
Ｃ ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００２０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｎｉ：０．０１〜５.００％、
Ｍｏ:０．０１〜１．００％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ :０．０００３〜０．００３０％、
Ｎ ：０．００１５〜０．００６５％、および
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
下記（１）式で定義されるＰｃｍが０．３０以下であり、
下記（２）式で定義されるＰ_Ｓ，Ｃａが０．００１０以下である成分組成を有する鋼素材を９００〜１２５０℃の加熱温度に加熱し、
加熱された前記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板をＡｃ３変態点〜１０００℃の再加熱温度に再加熱し、
前記再加熱温度に１０分以上保持し、
前記保持後の熱延鋼板を、平均冷却速度１〜２００℃／ｓで加速冷却し、
前記加速冷却された熱延鋼板を、４５０℃〜Ａｃ１変態点未満の焼戻し温度で焼戻し処理することを含み、
前記熱間圧延が、圧延温度が１０００℃以上かつ圧延形状比が１．０以上かつ圧下率が１５％以上の条件での１回以上の圧延を含み、かつ圧延終了温度が９００℃以上である、高張力鋼板の製造方法。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ…（１）
Ｐ_Ｓ，Ｃａ＝Ｓ−Ｃａ×３２／４０…（２）
ただし、上記（１）、（２）式における元素記号は、質量％単位で表した、前記高張力鋼板における各元素の含有量であり、当該元素が含有されない場合にはゼロとする。

５．前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：１．５０％以下、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｎｂ：０．１０％以下、および
Ｖ ：０．２０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記４に記載の高張力鋼板の製造方法。

６．前記成分組成が、質量％で、
ＲＥＭ：０．０２％以下、および
Ｍｇ：０．００５％以下の一方または両方をさらに含有する、上記４または５に記載の高張力鋼板の製造方法。

本発明によれば、板厚１／２位置における機械的特性に優れるとともに、板厚全体にわたって継手靭性および継手加工性に優れ、かつ、溶接性にも優れる高張力鋼板を提供することができる。本発明の高張力鋼板は、海洋構造物、圧力容器、ペンストック、橋梁、トンネルなどの鋼構造物用として好適に用いることができる。

以下、本発明の実施形態について具体的に説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な実施形態を示すものであって、本発明はこれに限定されない。

［成分組成］
本発明の高張力鋼板、および前記高張力鋼板の製造に用いる鋼素材は、上述した成分組成を有する必要がある。以下、前記成分組成に含まれる各成分について説明する。なお、特に断らない限り、各成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０２〜０．１２％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保する効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｃ含有量を０．０２％以上とする。Ｃ含有量は、０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．１２％以下とする。

Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸材として機能するとともに、母材強度を高める効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、島状マルテンサイトの生成が促進され、靭性や溶接性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量を０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は０．３５％以下とすることが好ましい。

Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、焼き入れ性を上げて鋼の強度・靱性を増加させる効果を有する元素である。母材の引張強さを確保するためには、Ｍｎ含有量を０．５％以上とする必要がある。Ｍｎ含有量は０．８％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、母材の靭性が著しく劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は２．０％以下とする。Ｍｎ含有量は１．８％以下とすることが好ましい。

Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、母材の低温靭性を劣化させる元素である。Ｐは中心偏析しやすく板厚中心部における母材鋼板の靱性を劣化させるため、できるだけ低減することが望ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０１５％以下とする。一方、Ｐ含有量の下限については限定されず、０％であってもよい。しかし、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、０．００１％以上とすることが好ましい。

Ｓ：０．００２０％以下
Ｓは、母材の低温靭性および内質を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが望ましい。Ｓ含有量が０．００２０％を超えると、低温靭性および内質が劣化するため、Ｓ含有量は０．００２０％以下とする。一方、Ｓ含有量の下限については限定されず、０％であってもよい。しかし、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、０．０００１％以上とすることが好ましい。

Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる。前記効果を得るために、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、母材の靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。Ａｌ含有量は０．０７％以下とすることが好ましい。

Ｎｉ：０．０１〜５．００％
Ｎｉは、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素である。前記効果を得るために、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とする。Ｎｉ含有量は０．１０％以上とすることが好ましく、０．２０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｎｉ含有量が５．００％を超えると、添加効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなるため、経済的に不利となる。そのため、Ｎｉ含有量を５．００％以下とする。

Ｍｏ：０．０１〜１．００％
Ｍｏは、鋼の強度向上に寄与する元素である。前記効果を得るために、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とする。Ｍｏ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると靭性が劣化する。そのため、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。

Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強く、凝固時にＴｉＮとして析出する。高温でも安定なＴｉＮのピンニング効果により、溶接熱影響部でのオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することで、溶接熱影響部の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする必要がある。Ｔｉ含有量は０．００６％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、オーステナイト粒の粗大化抑制効果が飽和する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。

Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは、焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる作用を有する元素である。前記効果を得るために、Ｂ含有量を０．０００３％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、焼入れ性が過度に高くなり、母材の靭性および溶接性が低下する。そのため、Ｂ含有量を０．００３０％以下とする。Ｂ含有量は０．００２０％以下とすることが好ましい。

Ｎ：０．００１５〜０．００６５％
Ｎは、Ｔｉと結合して炭窒化物を析出形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制して母材靱性および継手部の靱性を向上させる。前記効果を得るために、Ｎ含有量を０．００１５％以上とする。Ｎ含有量は、０．００３０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎ含有量が０．００６５％を超えると、固溶Ｎ量の増加により、母材および溶接部靭性が著しく低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００６５％以下とする。Ｎ含有量は０．００６０％以下とすることが好ましい。

Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％
Ｃａは、母材の靭性を向上させるだけでなく内質劣化の原因となるＳを固定し、所期の内質を得るために有効な元素である。前記効果を得るために、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とする。Ｃａ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、Ｃａ系の介在物が過剰となり、かえって低温靱性等の劣化を招く。そのため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。

本発明の一実施形態においては、高張力鋼板は、上記各元素と、残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。

また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、任意に、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｂ、およびＶからなる群より選択される１または２以上を、以下に述べる量でさらに含有することができる。

Ｃｕ：１．５０％以下
Ｃｕは、Ｎｉと同様、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃｕ含有量が１．５０％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状が劣化する。そのため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は１．５０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．７０％以下とすることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量の下限は限定されないが、より高いＣｕの添加効果を得るという観点からは、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましく、０．２０％以上とすることがさらに好ましい。

Ｃｒ：２．００％以下
Ｃｒは、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃｒ含有量が２．００％を超えると靭性が劣化するため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量を２．００％以下とする。一方、Ｃｒ含有量の下限は限定されないが、より高いＣｒによる強度向上効果を得るという観点からは、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。

Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、Ｃｒ、Ｍｏと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると母材靭性が劣化するため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量を０．１０％以下とする。一方、Ｎｂ含有量の下限は限定されないが、より高いＮｂによる強度向上効果を得るという観点からは、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。

Ｖ：０．２０％以下
Ｖは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｖ含有量が０．２０％を超えると靭性が劣化するため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量を０．２０％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は限定されないが、より高いＶによる強度向上効果を得るという観点からは、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。

本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、任意に、ＲＥＭ（希土類金属）およびＭｇの一方または両方をさらに含有することができる。

ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭは、Ｃａと同様に靭性向上効果を有しており、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０２％を超えると、添加効果が飽和するため、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量を０．０２％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限は限定されないが、より高いＲＥＭによる靭性向上効果を得るという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。

Ｍｇ：０．００５％以下
Ｍｇは、Ｃａと同様に結晶粒を微細化することによって靭性を向上させる効果を有する元素であり、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、Ｍｇ含有量が０．００５％を超えると、添加効果が飽和するため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量を０．００５％以下とする。一方、Ｍｇ含有量の下限は限定されないが、より高いＭｇによる靭性向上効果を得るという観点からは、Ｍｇ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。

Ｐｃｍ≦０．３０
本発明においては、さらに上記成分組成が、Ｐｃｍ≦０．３０の条件を満たす必要がある。ここで、Ｐｃｍは溶接性の指標であり、下記（１）式で定義される。Ｐｃｍが０．３０を超えると溶接性を確保することができない。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ…（１）
（ただし、上記（１）式における元素記号は、質量％単位で表した、前記高張力鋼板における各元素の含有量であり、当該元素が含有されない場合にはゼロとする）

Ｐ_Ｓ，Ｃａ≦０．００１０
本発明においては、さらに上記成分組成が、Ｐ_Ｓ，Ｃａ≦０．００１０の条件を満たす必要がある。ここで、Ｐ_Ｓ，Ｃａは下記（２）式で定義される。ＣａによってＳを固定し、さらにＭｎＳを低減する効果を得るために、上記条件を満足するようにＣａ含有量とＳ含有量を調整する。Ｐ_Ｓ，Ｃａが０．００１０を超えると、固溶Ｓが過剰となるため内質が劣化する。
Ｐ_Ｓ，Ｃａ＝Ｓ−Ｃａ×３２／４０…（２）
（ただし、上記（２）式における元素記号は、質量％単位で表した、前記高張力鋼板における各元素の含有量であり、当該元素が含有されない場合にはゼロとする）

［ミクロ組織］
本発明の高張力鋼板は、ベイナイトとマルテンサイトの合計の面積率が９５％以上であり、かつ、旧オーステナイトの平均粒径が４０μｍ以下である板厚１／２位置におけるミクロ組織を有する。以下に前記ミクロ組織の限定理由を説明する。

ベイナイトおよびマルテンサイトの合計の面積率：９５％以上
本発明では、所望の母材強度と靭性を得るために、板厚１／２位置における、ミクロ組織全体に対するベイナイトとマルテンサイトの合計面積率を、９５％以上とする。前記合計面積率が９５％未満では強度および靱性の確保が困難となる。前記合計面積率の上限は特に限定されず、１００％であってよい。なお、前記合計面積率が上記条件を満たしていれば、ミクロ組織の残部にフェライトなど他の組織を含有することも許容される。ここで、上記面積率には、ベイナイト中の島状マルテンサイトおよびセメンタイトの面積、マルテンサイト中のセメンタイトの面積は含まない。なお、前記ミクロ組織は、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計の面積率が９５％以上であれば、ベイナイトとマルテンサイトの個々の面積率は特に限定されない。しかし、前記ミクロ組織は、ベイナイトを必須の組織として含むことが好ましい。

また、本発明の高張力鋼板は、板厚方向の全体にわたって、ベイナイトとマルテンサイトの合計の面積率が９５％以上であり、かつ、旧オーステナイトの平均粒径が４０μｍ以下であるミクロ組織を有することが好ましい。ただし、通常、板厚１／２位置のミクロ組織が前記条件を満たしていれば、板厚方向全体のミクロ組織が前記条件を満たしている。これは、高張力鋼板の製造工程において、板厚１／２位置が最も冷却速度が遅く、したがって、最も焼きが入りにくいためである。なお、ここで「板厚方向の全体」には、極表層（鋼板表面から深さ１ｍｍまでの層）を含まないものとする。鋼板の表面は脱炭の影響を受けるため、極表層のミクロ組織はそれ以外の部分と異なる場合がある。しかし、前記極表層のミクロ組織が鋼板の特性に及ぼす影響は無視することができる。

旧オーステナイトの平均粒径：４０μｍ以下
旧オーステナイトの平均粒径が４０μｍを超えると、母材の組織が粗大となり、所望の低温靱性が得られなくなる。そのため、本発明では母材の低温靱性を確保するために、板厚１／２位置での旧オーステナイトの平均粒径を４０μｍ以下とする。一方、前記平均粒径の下限は特に限定されないが、１０μｍ未満であると圧延時の製造負荷が高くなる。そのため、前記平均粒径は１０μｍ以上とすることが好ましい。

［介在物］
さらに、本発明の高張力鋼板はＣａ系介在物を含有する。ここで、Ｃａ系介在物は、Ｓを含有し、かつＦｅを除いた元素におけるＣａの質量分率が５％以上である介在物として定義される。

分布密度：０個／ｍｍ^２超、１００個／ｍｍ^２未満
Ｓは中心偏析しやすい元素である。そして、本発明ではＣａによりＳを固定するため、Ｃａ系介在物は板厚中央部により多く分布する。板厚１／２位置におけるＣａ系介在物の分布密度が１００個／ｍｍ^２以上であると低温靱性の劣化を招く。そのため、板厚１／２位置における前記Ｃａ系介在物の分布密度を０個／ｍｍ^２超、１００個／ｍｍ^２未満とする。

平均円相当径：２．０μｍ未満
板厚１／２位置における前記Ｃａ系介在物の平均円相当径が２．０μｍ以上であると、低温靱性が劣化する。そのため、板厚１／２位置における前記Ｃａ系介在物の平均円相当径を２．０μｍ未満とする。一方、前記平均円相当径の下限は特に限定されないが、０．２μｍ以上とすることが好ましい。

［板厚］
本発明の高張力鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができるが、６ｍｍ以上１００ｍｍ以下とすることが好ましい。

［機械的特性］
（降伏強さ）
本発明の高張力鋼板の降伏強さ（ＹＰ）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、板厚１／２位置における降伏強さを７００ＭＰａ以上とすることが好ましい。なお、前記降伏強さは、実施例に記載した方法で測定することができる。

（引張強さ）
本発明の高張力鋼板の引張強さ（ＴＳ）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、板厚１／２位置における引張強さを７８０ＭＰａ以上とすることが好ましい。なお、前記引張強さは、実施例に記載した方法で測定することができる。

（靱性）
本発明の高張力鋼板の靱性は、特に限定されず任意の値とすることができるが、板厚１／２位置における、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ_−４０を１００Ｊ以上とすることが好ましい。前記シャルピー吸収エネルギーは、実施例に記載した方法で測定することができる。

（継手靱性）
本発明の高張力鋼板の継手靱性は、特に限定されず任意の値とすることができるが、溶接部の板厚１／２位置における、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ_−４０と、溶接部の板厚１／４位置における、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ_−４０の両者を、１００Ｊ以上とすることが好ましい。前記溶接部のシャルピー吸収エネルギーは、実施例に記載した方法で測定することができる。

（溶接性）
特に限定はされないが、ＪＩＳ Ｚ ３１５８に定められたｙ形溶接割れ試験における最低予熱温度を１００℃以下とすることが好ましい。なお、前記最低予熱温度は、実施例に記載した方法で測定することができる。

［製造方法］
次に、本発明の一実施形態における高張力鋼板の製造方法について説明する。なお、以下の説明においては、特に断らない限り、温度は板厚１／２位置の温度を指すものとする。板厚１／２位置の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度から、伝熱計算により求めることができる。

本発明の高張力鋼板は、上述した成分組成を有する鋼素材に対して、次の（１）〜（６）の処理を特定の条件で順次施すことで製造することができる。以下、各工程について説明する。
（１）加熱
（２）熱間圧延
（３）再加熱
（４）再加熱温度での保持
（５）加速冷却
（６）焼戻し

（鋼素材）
上述した成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とする。前記鋼素材の製造方法は、とくに限定されないが、例えば、上記した組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造して製造することができる。前記溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、前記鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊−分解圧延法により行うこともできる。前記鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。

（加熱工程）
前記鋼素材は、圧延に先立って加熱温度に加熱される。前記加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよく、また、得られた鋼素材を冷却することなく直接、前記加熱に供することもできる。

本発明において、前記加熱温度は９００℃以上１２５０℃以下とする。加熱温度が９００℃未満であると、鋼素材の変形抵抗が高いため、熱間圧延における圧延機への負荷が増大し、熱間圧延を行うことが困難となる。そのため、前記加熱温度は９００℃以上とする。一方、前記加熱温度が１２５０℃より高いと、鋼の酸化が顕著となり、酸化によるロスが増大する結果、歩留まりが低下する。そのため、前記加熱温度は１２５０℃以下とする。

（熱間圧延工程）
次に、加熱された前記鋼素材を熱間圧延する。前記熱間圧延は、圧延温度が１０００℃以上かつ圧延形状比が１．０以上かつ圧下率が１５％以上の条件での１回以上の圧延を含み、かつ圧延終了温度が９００℃以上である。

・内質改善圧延
上記熱間圧延工程においては、圧延温度が１０００℃以上かつ圧延形状比が１．０以上かつ圧下率が１５％以上の条件で、１回以上行う。前記圧延を行うことにより、鋼板内部まで変形を受け、その結果、低温靭性および内質を確保することができる。したがって、前記条件での圧延を、「内質改善圧延」ともいう。上記条件を満たす圧延が１回も行われない場合には、鋼板の内部欠陥や溶接欠陥を十分につぶすことができず、その結果、所望の継手加工性を得ることができない。なお、ここで圧延形状比とは、ロール接触弧長／平均板厚として定義される値である。

・圧延終了温度：９００℃以上
上記熱間圧延工程においては、鋼組織を板厚中心まで微細化するために、圧延終了温度を９００℃以上とする。圧延終了温度が９００℃未満の場合、オーステナイト未再結晶温度域での圧延となるため、粒径がばらついた混粒組織となりやすく、靱性が低下する。

なお、上記熱間圧延工程における累積圧下率は特に限定されないが、５０％以上とすることが好ましい。累積圧下率が５０％以上であれば、オーステナイト粒が細粒化し、母材の靭性をさらに向上させることができる。

なお、上記熱間圧延において最終的に得られる熱延鋼板の板厚（最終的な高張力鋼板の板厚に等しい）は、特に限定されないが、上述したように６ｍｍ以上１００ｍｍ以下とすることが好ましい。

（再加熱工程）
次に、上記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を再加熱温度へ再加熱する。この再加熱処理により、熱延鋼板のフェライト組織がオーステナイトへ逆変態する。

再加熱温度：Ａｃ３点〜１０００℃
前記熱延鋼板をＡｃ３点〜１０００℃の再加熱温度に加熱することで、熱延鋼板の組織をオーステナイト組織とし、かつ細粒化および整粒化することができる。前記再加熱温度がＡｃ３点未満では、熱延鋼板のフェライト組織がオーステナイトへ逆変態せず残存するため、所望の強度が得られない。また、再加熱温度が１０００℃を超えると操業負荷が大きくなるだけでなく、オーステナイト粒が粗大化し、その結果、母材の靭性が低下する。なお、Ａｃ３点は下記（３）式により求めることができる。
Ａｃ３（℃）＝937.2 - 436.5C+ 56Si - 19.7Mn - 16.3Cu - 26.6Ni - 4.9Cr + 38.1Mo+ 124.8V + 136.3Ti - 19.1Nb + 198.4Al + 3315B…（３）
ただし、上記（３）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。

（保持工程）
保持時間：１０分以上
上記再加熱温度に到達した後、該再加熱温度に保持する。前記保持における保持時間が１０分未満では、オーステナイト粒径のバラツキが大きくなる。そのため、前記保持時間は１０分以上とする。

上記再加熱および保持には、再加熱温度と保持時間を上記のとおり制御することできるものであれば、任意の加熱方法を用いることができる。加熱方法の一例としては、炉加熱が挙げられる。前記炉加熱には、特に限定されることなく、一般的な熱処理炉など、任意の加熱炉を用いることができる。

（加速冷却工程）
上記保持が終了した後、加速冷却を行う。前記加速冷却を行うことにより、上記再加熱工程で逆変態したオーステナイトを、マルテンサイトとベイナイトに変態させる。

平均冷却速度：１〜２００℃／ｓ
上記加速冷却工程における平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、所望の焼入れ組織（ベイナイトおよびマルテンサイト）が得られず、強度が低下する。そのため、前記平均冷却速度は１℃／ｓ以上とする。一方、平均冷却速度が２００℃／ｓより高いと、鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向や圧延方向に材質のばらつきが出やすくなり、その結果、引張特性などの材質上のばらつきが生じる。そのため、平均冷却速度を２００℃／ｓ以下とする。

上記加速冷却の冷却停止温度は特に限定されないが、２００℃以下とすることが好ましい。

（焼戻し工程）
次に、上記加速冷却後の熱延鋼板を、４５０℃〜Ａｃ１変態点未満の焼戻し温度で焼戻す。前記焼戻し温度が４５０℃未満では、焼入れに伴う残留応力除去が十分ではなく、さらに残留応力の除去処理を施す必要がある。一方、前記焼戻し温度がＡｃ１変態点を超えると、強度が大きく低下してしまう。なお、Ａｃ１点は下記（４）式により求めることができる。
Ａｃ１（℃）＝750.8 - 26.6C+ 17.6Si - 11.6Mn - 22.9Cu - 23Ni + 24.1Cr + 22.5Mo- 39.7V - 5.7Ti + 232.4Nb - 169.4Al - 894.7B…（４）
ただし、上記（４）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。

表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によって鋼素材としての鋼スラブ（厚さ：２５０ｍｍまたは２００ｍｍ）とした。なお、上述した（３）式よって求めたＡｃ３変態点（℃）および（４）式によって求めたＡｃ１変態点（℃）、およびＰ_Ｓ，Ｃａの値を表１に併記する。

前記鋼スラブに対し、熱間圧延を施して熱延鋼板とした。前記熱間圧延は、表２、３に示す条件で行った。なお、表２における「内質改善圧延のパス回数」とは、下記（ａ）〜（ｃ）の条件をすべて満たす圧延の回数を意味する。
（ａ）圧延温度が１０００℃以上
（ｂ）圧延形状比が１．０以上
（ｃ）圧下率が１５％以上

次いで、熱間圧延後の鋼板を、２００℃まで空冷した。

次いで、前記鋼板に対して、表２、３に示した条件で再加熱処理および焼戻し処理を施した。前記再加熱には、熱処理炉を用いた。

得られた高張力鋼板のそれぞれについて、ミクロ組織、Ｃａ系介在物、機械的特性、継手靭性、継手加工性、および溶接性を評価した。評価結果を表４に示す。なお、前記評価は、以下に述べる方法で行った。

（ミクロ組織）
得られた高張力鋼板から、板厚１／２位置が観察位置となるように、組織観察用の試験片を採取した。前記試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、ナイタール腐食を実施した後、倍率２００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察して、板厚１／２位置における組織のＳＥＭ像を５視野撮影した。撮影されたＳＥＭ像を画像解析装置によって解析し、ベイナイトおよびマルテンサイト組織の合計面積率を求めた。

また、前記高張力鋼板から、板厚１／２位置が観察位置となるように、組織観察用の試験片を採取した。前記試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、ピクリン酸腐食を実施した後、倍率２００倍のＳＥＭで観察して、板厚１／２位置における組織のＳＥＭ像を撮影した。撮影された５視野分の画像を画像解析装置によって解析し、旧オーステナイトの粒径を平均円相当径として求めた。

（Ｃａ系介在物）
板厚１／２位置が観察位置となるように、組織観察用の試験片を採取した。前記試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。１ｍｍ×１ｍｍの範囲で存在する介在物について、電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）により、二次電子像を撮影した後、下記の条件でＣａ、Ｓ、Ｏ、Ｓｉ、Ａｌ、ＭｎおよびＦｅについて面分析を行い、Ｃａ系介在物の平均円相当径と分布密度を求めた。
加速電圧：１５ｋＶ、
照射電流：1×１０^−８Ａ、
倍率：１０００倍

（機械的特性）
前記高張力鋼板の板厚１/２位置（１／２ｔ）から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取した。前記引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施して、高張力鋼板の降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）を評価した。

また、前記高張力鋼板の板厚１/２位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取した。前記Ｖノッチ試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ_−４０）を求め、母材靭性を評価した。

なお、引張り強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上、降伏強さ（ＹＰ）が７００ＭＰａ以上、−４０℃における吸収エネルギー（ｖＥ_−４０）が１００Ｊ以上を合格とした。

（継手靭性）
継手靭性を評価するために、以下の手順で溶接部のシャルピー吸収エネルギーを測定した。まず、高張力鋼板から採取した２枚の溶接用試験片に、Ｘ開先加工（開先角度６０°）を施した後、入熱２５ｋJ/ｃｍのガスシールドメタルアーク溶接（ＧＭＡＷ）を行い、多層溶接継手を作製した。次いで、この継手の溶接部の板厚１／４位置および１／２位置のそれぞれから、ボンド部をＶノッチ位置とするシャルピー試験片を各３本ずつ採取し、−４０℃で吸収エネルギーｖＥ_−４０を測定して平均値を求めた。なお、前記シャルピー吸収エネルギーが１００J以上を合格とした。

（継手加工性）
上記方法で作製した継手を用いて、JIS Z3122に従い継手側曲げ試験を実施し、継手加工性を評価した。試験後、割れがないものを○（合格）、割れがあったものを×（不合格）とした。

（溶接性）
溶接性を評価するために、ＪＩＳ Ｚ ３１５８に従いｙ形溶接割れ試験を実施した。溶接方法は入熱２５ｋＪ／ｃｍのＧＭＡＷとし、最低予熱温度１００℃以下を合格とした。

表４に示す結果から分かるように、本発明の条件を満たす高張力鋼板は、いずれも、板厚１／２位置における引張強さ：７８０ＭＰａ以上、降伏強さ：７００ＭＰａ以上、−４０℃での吸収エネルギーｖＥ_−４０：１００Ｊ以上であり、板厚１／２位置における機械的特性に優れていた。さらに、本発明の条件を満たす高張力鋼板は、溶接部の板厚１／２位置と板厚１／４位置の両者において、シャルピー吸収エネルギーｖＥ_−４０が１００Ｊ以上であり、板厚中心部まで継手靭性にも優れていた。また、継手側曲げ試験でも割れが発生していない。そして、本発明の条件を満たす高張力鋼板は、ｙ形溶接割れ試験における最低予熱温度が１００℃以下であり、溶接性にも優れていた。一方、本発明の条件を満たさない鋼板は、板厚１／２位置における機械的特性、継手靭性、継手加工性、溶接性のうち、少なくとも１つの特性が劣っていた。

Claims (6)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０２〜０．１２％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．５〜２．０％、
   Ｐ ：０．０１５％以下、
   Ｓ ：０．００２０％以下、
   Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
   Ｎｉ：０．０１〜５.００％、
   Ｍｏ:０．０１〜１．００％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
   Ｂ :０．０００３〜０．００３０％、
   Ｎ ：０．００１５〜０．００６５％、および
   Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％以下を含有し、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
   下記（１）式で定義されるＰｃｍが０．３０以下であり、
   下記（２）式で定義されるＰ_Ｓ，Ｃａが０．００１０以下である成分組成を有し、
   ベイナイトとマルテンサイトの合計の面積率が９５％以上であり、かつ、旧オーステナイトの平均粒径が４０μｍ以下である板厚１／２位置におけるミクロ組織を有し、
   Ｓを含有し、かつＦｅを除いた元素におけるＣａの質量分率が５％以上である介在物として定義されるＣａ系介在物を含有し、
   板厚１／２位置における前記Ｃａ系介在物の分布密度が０個／ｍｍ^２超、１００個／ｍｍ^２未満であり、かつ
   板厚１／２位置における前記Ｃａ系介在物の平均円相当径が２．０μｍ未満である、高張力鋼板。
   Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ…（１）
   Ｐ_Ｓ，Ｃａ＝Ｓ−Ｃａ×３２／４０…（２）
   ただし、上記（１）、（２）式における元素記号は、質量％単位で表した、前記高張力鋼板における各元素の含有量であり、当該元素が含有されない場合にはゼロとする。
2. 前記成分組成が、質量％で、
   Ｃｕ：１．５０％以下、
   Ｃｒ：２．００％以下、
   Ｎｂ：０．１０％以下、および
   Ｖ ：０．２０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項１に記載の高張力鋼板。
3. 前記成分組成が、質量％で、
   ＲＥＭ：０．０２％以下、および
   Ｍｇ：０．００５％以下の一方または両方をさらに含有する、請求項１または２に記載の高張力鋼板。
4. 高張力鋼板の製造方法であって、
   質量％で、
   Ｃ ：０．０２〜０．１２％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．５〜２．０％、
   Ｐ ：０．０１５％以下、
   Ｓ ：０．００２０％以下、
   Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
   Ｎｉ：０．０１〜５.００％、
   Ｍｏ:０．０１〜１．００％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
   Ｂ :０．０００３〜０．００３０％、
   Ｎ ：０．００１５〜０．００６５％、および
   Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％以下を含有し、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
   下記（１）式で定義されるＰｃｍが０．３０以下であり、
   下記（２）式で定義されるＰ_Ｓ，Ｃａが０．００１０以下である成分組成を有する鋼素材を９００〜１２５０℃の加熱温度に加熱し、
   加熱された前記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、
   前記熱延鋼板をＡｃ３変態点〜１０００℃の再加熱温度に再加熱し、
   前記再加熱温度に１０分以上保持し、
   前記保持後の熱延鋼板を、平均冷却速度１〜２００℃／ｓで加速冷却し、
   前記加速冷却された熱延鋼板を、４５０℃〜Ａｃ１変態点未満の焼戻し温度で焼戻し処理することを含み、
   前記熱間圧延が、圧延温度が１０００℃以上かつ圧延形状比が１．０以上かつ圧下率が１５％以上の条件での１回以上の圧延を含み、かつ圧延終了温度が９００℃以上であり、
   前記高張力鋼板が、
   ベイナイトとマルテンサイトの合計の面積率が９５％以上であり、かつ、旧オーステナイトの平均粒径が４０μｍ以下である板厚１／２位置におけるミクロ組織を有し、
   Ｓを含有し、かつＦｅを除いた元素におけるＣａの質量分率が５％以上である介在物として定義されるＣａ系介在物を含有し、
   板厚１／２位置における前記Ｃａ系介在物の分布密度が０個／ｍｍ ^２ 超、１００個／ｍｍ ^２ 未満であり、かつ
   板厚１／２位置における前記Ｃａ系介在物の平均円相当径が２．０μｍ未満である、高張力鋼板の製造方法。
   Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ…（１）
   Ｐ_Ｓ，Ｃａ＝Ｓ−Ｃａ×３２／４０…（２）
   ただし、上記（１）、（２）式における元素記号は、質量％単位で表した、前記高張力鋼板における各元素の含有量であり、当該元素が含有されない場合にはゼロとする。
5. 前記成分組成が、質量％で、
   Ｃｕ：１．５０％以下、
   Ｃｒ：２．００％以下、
   Ｎｂ：０．１０％以下、および
   Ｖ ：０．２０％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項４に記載の高張力鋼板の製造方法。
6. 前記成分組成が、質量％で、
   ＲＥＭ：０．０２％以下、および
   Ｍｇ：０．００５％以下の一方または両方をさらに含有する、請求項４または５に記載の高張力鋼板の製造方法。