JP2005320624A - 大入熱溶接による溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚手高強度鋼板 - Google Patents

Abstract

【課題】 板厚50〜80mm、母材引張強度490〜570MPa級の鋼板で、溶接入熱量が20〜100kJ/mmの溶接を行った場合においても優れた溶接ＨＡＺ靭性を実現できる厚手高強度鋼板を 提供する。
【解決手段】 本発明は、質量％で、C:0.03〜0.14％、Si:0.30％以下、Mn:0.8〜2.0％、P:0.02％以下、S:0.005％以下、Ni:0.8〜4.0％、Nb:0.003〜0.040％、Al:0.001〜0.040％、N:0.0010〜0.0100％、Ti:0.005〜0.030％を含有し、NiとMnが式［１］を満たし、残部 が鉄および不可避不純物であることを特徴とする。
Ni／Mn≧10×Ceq−3 (0.36＜Ceq＜0.42) ・・［１］
但し、Ceq＝C＋Mn／6＋(Cr＋Mo＋V)／5＋(Ni＋Cu)／15
【選択図】 図２

Description

本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などに使用される溶接熱影響部（Heat Affected Zone、以後、ＨＡＺと称す。）の低温靭性に優れた厚手高強度鋼板に関するもので、特に、板厚５０ｍｍ以上、母材引張強度４９０〜５７０ＭＰａ級の鋼板で、溶接入熱量が２０〜１００ｋＪ／ｍｍの溶接を行った場合においても優れた溶接継手部を有する鋼板に関するものである。

近年、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などの大型構造物に使用される溶接用鋼材の材質特性に対する要望は厳しさを増している。特に、これら構造物の中では、板厚５０ｍｍを超える厚手で母材の引張強度が５７０ＭＰａ級である鋼板の使用も多くなっている。また、溶接の効率化を促進するため、このような厚手高強度鋼板の溶接には、エレクトロガス溶接法、エレクトロスラグ溶接法などに代表されるような大入熱溶接法による１パス溶接が検討されており、母材そのものの靭性と同様に、ＨＡＺ靭性の要求も厳しさを増している。

大入熱溶接法が適用される鋼材のＨＡＺ靭性に注目した提案は、これまで数多くなされてきた。例えば、特許文献１では、微細なＴｉ窒化物を鋼中に確保することによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さくし、靭性を向上させる発明が開示されている。また、特許文献２では、Ｔｉ窒化物とＭｎＳとの複合析出物をフェライトの変態核として活用し、ＨＡＺの靭性を向上させる発明が提案されている。さらに、特許文献３では、Ｔｉ窒化物とＢＮとの複合析出物を粒界フェライトの析出核として活用し、ＨＡＺ靭性を向上させる発明が提案されている。

しかしながら、このＴｉ窒化物は、ＨＡＺのうち最高到達温度が１４００℃を超える溶接金属との境界（以下、溶接ボンド部とも称する。）近傍ではほとんど固溶してしまうので、靭性向上効果が低下してしまうという問題がある。そのため、上記のようなＴｉ窒化物を利用した鋼材では、近年のＨＡＺ靭性に対する厳しい要求や、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性の必要特性を達成することが困難である。

この溶接ボンド部近傍の靭性を改善する方法として、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が厚板、形鋼などの様々な分野で使用されている。例えば、厚鋼板の分野では、特許文献４や特許文献５に記載された発明のように、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が大入熱溶接部靭性向上に非常に有効であり、高張力鋼への適用が有望である。この原理は、鋼の融点においても安定なＴｉ酸化物を析出サイトとして、溶接後の温度低下途中にＴｉ窒化物、ＭｎＳ等が析出し、さらにそれらをサイトとして微細フェライトが生成し、その結果、靭性に有害な粗大フェライトの生成が抑制されて、靭性の劣化が防止できるというものである。

しかしながら、このようなＴｉ酸化物は、鋼中へ分散される個数をあまり多くすることができないという問題がある。その原因は、Ｔｉ酸化物の粗大化や凝集合体であり、Ｔｉ酸化物の個数を増加させようとすれば５μｍ以上の粗大なＴｉ酸化物、いわゆる介在物が増加してしまうためと考えられる。この５μｍ以上の介在物は、構造物の破壊の起点となったり、靭性の低下を引き起こしたりして、有害であるため回避すべきものである。そのため、さらなるＨＡＺ靭性の向上を達成するためには、粗大化や凝集合体が起こりにくく、Ｔｉ酸化物よりも微細に分散する酸化物を活用する必要があった。

また、このようなＴｉ酸化物の鋼中への分散方法としては、Ａｌ等の強脱酸元素を実質的に含まない溶鋼中へのＴｉ添加によるものが多い。しかしながら、単に溶鋼中にＴｉを添加するだけでは鋼中のＴｉ酸化物の個数、分散度を制御することは困難であり、さらには、ＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物の個数、分散度を制御することも困難である。そのため、Ｔｉ脱酸のみによってＴｉ酸化物を分散させた鋼においては、例えば、Ｔｉ酸化物の個数が充分に得られない、あるいは、厚板の板厚方向の靭性が変動するといった問題があった。

このような問題に対して、特許文献６や特許文献７では、Ｔｉ添加直後のＡｌ添加、あるいはＡｌ、Ｃａ複合添加で、生成するＴｉ−Ａｌ複合酸化物やＴｉ、Ａｌ、Ｃａの複合酸化物を活用する発明が開示されている。このような発明により、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を大幅に向上させることが可能となった。
特公昭５５−０２６１６４号公報 特開平０３−２６４６１４号公報 特開平０４−１４３２４６号公報 特開昭６１−０７９７４５号公報 特開昭６２−１０３３４４号公報 特開平０６−２９３９３７号公報 特開平１０−１８３２９５号公報

しかし、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さくしたり、析出物をフェライトの変態核としてフェライトを生成したりする上記の従来手段では、板厚５０ｍｍ以上で母材強度を引張強度で４９０ＭＰａ以上確保するためには、合金元素を増加させる必要があり、この場合、溶接ＨＡＺの硬さが上昇することとともに、靭性を劣化させるＭＡ（Martensite-Austenite constituent）の生成が顕在化するため、例えば、造船分野でのＥグレード（−２０℃保証）のような十分なＨＡＺ靭性を安定して確保することができない。まして母材強度が引張強度で５７０ＭＰａ以上になると必要なＨＡＺ靭性を得ることができない。

そこで、本発明は、板厚５０〜８０ｍｍ、母材引張強度４９０〜５７０ＭＰａ級の鋼板で、溶接入熱量が２０〜１００ｋＪ／ｍｍの溶接を行った場合においても優れた溶接ＨＡＺ靭性を実現できる、大入熱溶接による溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚手高強度鋼板を提供することを目的とするものである。

本発明者らは、Ｎｉ添加量およびＮｉ／Ｍｎを規定することによって、上記課題を有利に解決し得ることを知見し、さらに検討を加えて初めて本発明を完成させたものであり、その要旨は、以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１４％、 Ｓｉ：０．３０％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．０％、 Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、
Ｎ ：０．００１０〜０．０１００％、Ｎｉ：０．８〜４．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０４０％
を含有し、ＮｉとＭｎが式［１］を満たし、残部が鉄および不可避不純物であることを特徴とする、大入熱溶接による溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚手高強度鋼板。
Ｎｉ／Ｍｎ≧１０×Ｃｅｑ−３ （０．３６＜Ｃｅｑ＜０．４２） ・・［１］ 但し、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
（２）さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０３０％
のうちの１種または２種以上を含有し、かつ、
Ｏ ：０．００１０〜０．００５０％
を含有し、円相当径が０．００５〜０．５μｍの酸化物を、１００個／ｍｍ²以上含有することを特徴とする、上記（１）に記載の大入熱溶接による溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚手高強度鋼板。
（３）さらに、質量％で、
Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％
を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の大入熱溶接による溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚手高強度鋼板。
（４）さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．１〜０．５％、 Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ ：０．００５〜０．１０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の大入熱溶接による溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚手高強度鋼板。

本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビルなどの破壊に対する厳しい靭性要求を満足する厚手鋼板を供給するものであり、この種の産業分野にもたらす効果は極めて大きく、さらに構造物の安全性の意味から社会に対する貢献も非常に大きい。

以下に本発明について詳細に説明する。
これまでＨＡＺ靭性の向上手段として、前述のとおり、高温でのオーステナイト粒の成長を抑制することが考えられてきた。その手段として最も有効な方法は、分散粒子によりオーステナイトの粒界をピンニングし、粒界の移動を止める方法である。これは、溶接入熱が２０〜１００ｋＪ／ｍｍと大入熱である場合においても、ＨＡＺの再加熱オーステナイト粒はピンニングにより極めて有効に細粒化する。しかし、母材強度を高めるために合金添加量を増加させていき、鋼材の溶接性と同時に化学成分的な焼入性を示す炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３６以上となる鋼材ではＨＡＺの硬さがより高くなるため、再加熱オーステナイト粒がピンニングにより細粒化した場合であっても十分なＨＡＺ靭性が得られないという問題が新たに生じた。このようにＨＡＺ部の硬さが高くなる場合では、地鉄そのものの靭性を向上させることが必要である。

そこで、発明者らは、課題としている厚手高強度鋼に必要となる、Ｃｅｑが０．３６以上０．４２以下と高い場合でのＨＡＺ靭性改善に、地鉄そのものの靭性を改善する最適成分系を鋭意検討した。マトリックスの靭性を高める元素としては従来からＮｉが有効であることが知られている。しかし、今回のようにＣｅｑが０．３６以上０．４２以下と高いＨＡＺの靭性改善に有効かどうか、また有効である場合はどのような成分条件であれば有効かは知られていない。そこでまず、Ｎｉ添加量の影響を検討した。検討にあたっては、母材強度確保に有効なＮｂ量を０．００３％以上添加することを前提とした。ＨＡＺ靭性の評価には、図１で示されるエレクトロガス溶接（入熱４５ｋＪ／ｍｍ）相当の熱サイクルを付与した時のシャルピー衝撃試験での延性・脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）を採用した。

Ｎｉ添加量の影響を検討した結果、まず、Ｎｉが０．８％より少ない場合では必要な靭性が得られないことが判明した。また、Ｎｉを０．８％以上添加した場合であっても、ＨＡＺ靭性が改善されないものと、逆にＨＡＺ靭性が低下するものも見られた。そこで、さらに他の添加元素やＣｅｑとの関係を含め鋭意検討した結果、このようにＣｅｑが０．３６以上０．４２以下の場合では、図２に示すように、ＨＡＺ靭性は、ＣｅｑとＮｉ／Ｍｎとによって関係付けられることを見出した。図２は、検討に用いた鋼材の再現ＨＡＺ靭性（ｖＴｒｓ）を、Ｃｅｑ毎に層別し、Ｎｉ／Ｍｎ比を横軸としてプロットしたものである。図２から、
Ｎｉ／Ｍｎ≧１０×Ｃｅｑ−３ ・・・・・・・・・・・・［１］の関係が成立つ鋼材において、ｖＴｒｓで−１５℃以下の良好な靭性が得られた。式［１］を満たさない鋼材が十分なＨＡＺ靭性が得られない理由としては、Ｎｉの添加量が十分
ではなくマトリックス高靭化効果が小さいため、あるいは、Ｎｉを多く含む場合であってもＭｎの過剰添加によりＨＡＺ中にＭＡ生成し、Ｎｉの高靭化効果が消失されるためと考えられる。なお、上記検討で用いた鋼材を入熱１００ｋＪ／ｍｍ相当の熱サイクルにて同様の検討を行なった結果、入熱１００ｋＪ／ｍｍの場合においても、式［１］の関係にある鋼材においては良好な再現ＨＡＺ靭性が得られることを確認している。

上述の検討により、ＨＡＺ靭性は、式［１］を満たす、０．８％以上のＮｉ添加により改善されることを見出したが、さらに発明者らは、一層のＨＡＺ靭性改善を検討した。ＨＡＺ靭性を改善させる方法として以下の３つを検討した。第一に、大入熱溶接では高温滞留時間が長期化するためオーステナイト粒が粗大化し、これがＨＡＺ靭性を低下させることから、高温滞留時のオーステナイトの粗大化を抑制させる方法である。第二に、大入熱溶接では溶接後の冷却時間が長いためオーステナイト粒界から生成するフェライトの粗大化し、この粗大な粒界フェライトがＨＡＺ靭性低下の原因になることから、粒界フェライトの粗大化を抑制する方法である。第三に、ＨＡＺ組織そのものを微細にさせる方法である。

第一のオーステナイト粒の粗大化を抑制する方法に関しては、例えば、特許文献７に記載されているように、微細酸化物を分散させる方法が有効である。特許文献７では、微細酸化物の分散に、脱酸工程で溶鋼の溶存酸素量をＳｉとの平衡反応で調整し、さらにその後Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａの順序で脱酸するとしている。そして、この方法により、粒子径が０．０１〜１．０μｍの酸化物を５×１０³〜１×１０⁵個／ｍｍ²で分散させるとしている 。

そこで、発明者らは、Ｃｅｑが０．３６以上０．４２以下と高い場合で、Ｎｂを０．００３％含み、かつＮｉを０．８％以上添加した系において、微細酸化物を分散させＨＡＺ靭性を更に向上させる方法を鋭意検討した。まず、微細酸化物を分散させる方法であるが、このような系においては、脱酸工程で溶鋼の溶存酸素量を０．００１０〜０．００５０％に調整し、その後、まずＴｉで脱酸し、引き続きＡｌで脱酸した後、さらに、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのうち１種類以上添加することで、円相当径が０．００５〜０．５μｍの微細酸化物を１００個／ｍｍ²以上分散させることが可能であることを見出した。

また、この微細酸化物分散により、溶接での高温滞留時のオーステナイト粒粗大化が抑制されＨＡＺ靭性を更に改善させることできた。一例として、Ｎｉを適正添加したのみのＨＡＺ靭性と比較した結果を図３に示す。なお、生成される酸化物は、Ｎｉの量が多いほど細かく、個数も多くなり、Ｎｉ量が１．５％以上の場合では１０００個／ｍｍ²以上と なる。これは今回発見したものである。さらに、溶鋼中のＳｉ量については、Ｓｉ量が多い場合では酸化物ができにくくなるため、Ｓｉ量は０．３０％以下、さらには０．２０％以下とすることが好ましいことが今回の検討から明らかとなった。

他方、Ｔｉ脱酸の前の溶存酸素量が０．００５０％を超える場合や脱酸元素の順番が異なる場合では、酸化物が粗大化し微細酸化物が十分に得られないため、オーステナイト粒の粗大化の抑制効果は殆ど得られない。

なお、円相当径０．００５〜０．５μｍの酸化物の個数は、母材となる鋼板から抽出レプリカを作製し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で１００視野以上（観察面積にして１００００μｍ²以上）を観察し、０．１μｍ未満 の粒子に関しては適宜倍率を高めて観察した。観察された０．００５〜０．５μｍ径の各粒子において元素分析を行い、酸化物であるものカウントした。

次に、発明者らは、ＨＡＺ靭性向上方法として、上述で第二の方法、および、第三の方法として記した、粒界フェライトの粗大化抑制、および、ＨＡＺ組織の微細化を鋭意検討した。その結果、Ｃｅｑが０．３６以上０．４２以下と高い場合で、かつＮｉを０．８％以上添加した系で、特に今回のような２０〜１００ｋＪ／ｍｍ相当の大入熱溶接をする場合においては、Ｂの添加が有効であることが判明した。その理由は、粒界フェライトの粗大化抑制の点では、再加熱オーステナイト粒界に固溶Ｂが偏析することにより粒界フェライトの生成が抑制されるためである。

また、ＨＡＺ組織の微細化の点では、今回のような大入熱溶接で冷却速度が遅い場合では、Ｂ添加によりオーステナイト粒界、および、オーステナイト粒内の介在物にＢ窒化物が析出し、それを核とする数μｍの微細なフェライトがオーステナイト粒界および粒内に多数生成することによりＨＡＺ組織が微細化されるためである。Ｂ添加によるＨＡＺ靭性の改善を、Ｎｉを適正添加したのみのＨＡＺ靭性と比較した結果を図３に示す。Ｂ添加によりＨＡＺ靭性がさらに向上していることが判る。さらに、図３には、上述の微細酸化物を分散させる方法に加えＢ添加させた場合でのＨＡＺ靭性を示しているが、微細酸化物分散とＢ添加によりＨＡＺ靭性が一層向上している。これは、ＢＮの析出サイトとなる酸化物が増えたことによって、そのＢＮを核するフェライトが増えＨＡＺ組織がより微細化したためと考えられる。

また、強度確保や耐食性の向上の観点から、上記条件に加え、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを添加した場合でのＨＡＺ靭性も検討した。その結果、それぞれ、０．１〜０．４％、０．１〜０．５％、０．０３〜０．２％、０．００５〜０．０５０％の範囲での添加であれば、ＨＡＺ靭性を大きく低下しないことが判明した。

なお、この発明の鋼板の製造方法は、特に制限されることはなく、公知の方法に従って製造すれば良い。例えば、上記の好適成分組成に調整した溶鋼を連続鋳造法でスラブとしたのち、１０００〜１２５０℃に加熱してから、熱間圧延を施せばよい。

次に、本発明で使用する鋼素材の成分組成の限定理由について説明する。以下、組成における質量は単に％で記す。
Ｃは、鋼の強度を向上させる有効な成分として下限を０．０３％とし、また過剰の添加は、炭化物やＭＡを多量に生成しＨＡＺ靭性を著しく低下させるので、上限を０．１４％とした。

Ｓｉは、母材の強度確保、脱酸などに必要な成分であるが、ＨＡＺの硬化により靭性が低下するのを防止するため上限を０．３０％とした。さらに酸化物を利用する場合では溶鋼中の酸素濃度の減少を防ぐために上限を０．２０％以下とするのが好ましい。

Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保に有効な成分として０．８％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容できる範囲で上限を２．０％とした。さらに、Ｍｎに上限に関しては、Ｃｅｑ、Ｍｎ量、およびＮｉ量との関係を示す式［１］を満たす必要がある。これは、今回の検討で新たに見出された、Ｃｅｑが高い場合でＭｎの増加がＨＡＺ組織中にＭＡを多量に生成させる原因となりＮｉによるＨＡＺ靭性の向上効果を消失
せるということに基づく。
Ｎｉ／Ｍｎ≧１０×Ｃｅｑ−３ ・・・・・・・・・・・・［１］

Ｐは、含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、含有範囲を０．０２以下とした。

Ｓは、含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、含有範囲を０．００５以下とした。

Ｎｉは、本発明で重要な元素であり、少なくとも０．８％の添加が必要である。さらに、Ｎｉに下限に関しては、Ｃｅｑ、Ｍｎ量、およびＮｉ量との関係を示す式［１］を満たす必要がある。上限に関しては、製造コストの観点から４．０％とした。
Ｎｉ／Ｍｎ≧１０×Ｃｅｑ−３ ・・・・・・・・・・・・［１］

Ｎｂは、焼き入れ性を向上させることにより母材の強度を向上させるために有効な元素であることから０．００３％以上添加する。しかし、Ｎｂを多く添加するとＮｉ／Ｍｎ比に関係なくＨＡＺ中にＭＡが生成しやすくなり、０．０４０％より多く添加した場合ではＨＡＺ中に長径が５μｍ以上の粗大なＭＡが多数生成しＨＡＺ靭性を大きく低下させることがあることからＮｂの上限を０．０４０％とした。なお、より高い靭性を得るためには、上述の式［１］を満たすＮｉ／Ｍｎ比の場合で長径が５μｍ以上の粗大なＭＡが殆ど生成しない０．０２０％以下にＮｂ量を抑えることが好ましい。さらにより高い靭性をより安定的に得るためには、上述の式［１］を満たすＮｉ／Ｍｎ比の場合で長径が３μｍ以上のＭＡが殆ど生じない０．０１０％以下にＮｂ量を抑えることが好ましい。

Ａｌは、重要な脱酸元素であり、下限値を０．００１％とした。また、Ａｌが多量に存在すると、鋳片の表面品位が劣化するため、上限を０．０４０％とした。

Ｔｉは、再加熱オーステナイト粒の粗大化抑制のために必要なピンニング粒子となるＴｉ窒化物やＴｉ含有酸化物を生成させるため、０．００５％以上添加する。しかし、過剰の添加は固溶Ｔｉ量を増加させＨＡＺ靭性の低下を招くことから、０．０３０％を上限とした。

Ｎは、溶接後の冷却中にオーステナイト粒界および粒内にＴｉ窒化物やＢ窒化物を生成させるために必要に応じて添加量を調整する。Ｂと結合してＢ窒化物を形成させるためには０．００１０％以上添加が必要であるが、過剰の添加は固溶Ｎ量を増大させＨＡＺ靭性の低下を招くことから、０．０１００％を上限とした。

Ｃａは、再加熱オーステナイト粒の粗大化抑制のために必要なピンニング粒子となるＣａ系酸化物を生成させるために必要に応じて０．０００３％以上の添加する。しかし、過剰の添加は粗大介在物を生成させることから、０．００５０％を上限とした。

Ｍｇは、再加熱オーステナイト粒の粗大化抑制のために必要なピンニング粒子となるＭｇ系酸化物を生成させるために必要に応じて０．０００３％以上の添加する。しかし、過剰の添加は粗大介在物を生成させることから、０．００５０％を上限とした。

ＲＥＭは、再加熱オーステナイト粒の粗大化抑制のために必要なピンニング粒子となるＲＥＭ系酸化物を生成させるために必要に応じて０．０００１％以上の添加する。しかし、過剰の添加は粗大介在物を生成させることから、０．０３０％を上限とした。また、ここで述べるＲＥＭとは、ＣｅおよびＬａであり、添加量は両者の総量である。

Ｂは、固溶Ｂとして溶接後の冷却中にオーステナイト粒界に偏析させ粒界フェライトの生成を抑制するため、また、オーステナイト粒界や粒内でＢＮを生成させるために、必要に応じて０．０００５％以上添加する。しかし、過剰の添加は固溶Ｂ量を増大させ、ＨＡＺ硬さを大きく上昇させてＨＡＺ靭性の低下を招くことから、０．００５０％を上限とした。

Ｃｕは、鋼材の強度および耐食性を向上させるために必要に応じて０．１％以上添加する。その効果は、１．０％で飽和するので上限を１．０としたが、０．４％を超えるとＭＡが生成しやすくなりＨＡＺ靭性が低下することから、好ましくは０．４％以下が良い。

Ｃｒは、鋼材の耐食性を向上させるために必要に応じて０．１％以上添加するが、過剰の添加はＭＡ生成によるＨＡＺ靭性の低下を招くことから、０．５％を上限とした。

Ｍｏは、母材の強度および耐食性を向上させるために有効な元素であり必要に応じて０．０１％以上添加する。その効果は、０．５％で飽和するので上限を０．５％としたが、過剰の添加はＭＡ生成によるＨＡＺ靭性の低下を招くことから、好ましくは０．２％以下が良い。

Ｖは、母材の強度を向上させるために有効な元素であり必要に応じて０．００５％添加する。その効果は、０．５％で飽和するので上限を０．１０％としたが、過剰の添加はＭＡ生成によるＨＡＺ靭性の低下を招くことから、好ましくは０．０５０％以下が良い。

表１に示した化学成分の溶鋼を連続鋳造して綱片を作製した。Ｄ２３〜Ｄ３１、Ｄ４６〜Ｄ４９に関してはＴｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉで０．００１０％〜０．００５０％に調整し、その後、まずＴｉで脱酸し、引き続きＡｌで脱酸した後、Ｃａ、Ｍｇ，ＲＥＭのいずれかを添加し脱酸した。これらを１１００〜１２５０℃で再加熱したあと、以下の２種類の圧延方法により板厚５０〜８０ｍｍの鋼板を製造した。一つは、表面温度が７５０〜９００℃の温度範囲で圧延したあと、水冷後の板表面の温度が２００〜４００℃の温度範囲内で復熱するまで水冷する方法（表２ではＴＭＣＰと記載）であり、もう１つは、熱間圧延したのち室温まで水冷し、５００〜６００℃の範囲で焼戻す製造方法（表２ではＤＱ−Ｔと記載）である。

表２に鋼板の製造条件、板厚、機械的性質を示す。また、Ｄ２３〜Ｄ３１、Ｄ４６〜Ｄ４９に関しては、鋼板の任意の箇所において測定した、円相当径０．００５〜０．５μｍの微細酸化物の個数を併記した。酸化物の個数は、鋼板の任意の箇所から抽出レプリカを作製し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で１００視野以上（観察面積にして１００００μｍ²以上）を観察し、０．１μｍ未満の粒子に関しては適宜倍率を高めて観察した。観察される０．００５〜０．５μｍ径の各粒子において元素分析を行い、酸化物であるものカウントすることにより求めた。Ｄ２３〜Ｄ３１、Ｄ４６〜Ｄ４９のどの鋼材も、円相当径で０．０１〜０．５μｍの微細酸化物が本発明範囲の１００個／ｍｍ²以上分散させている。なお、Ｓｉ以外の元素がほぼ同等であるＤ４６、Ｄ４７およびＤ４８、Ｄ４９の比較から、Ｓｉ量は０．２０％以下と少ない方が酸化物の量が多いことが分かる。

これら鋼板に、溶接入熱量が２０〜１００ｋＪ／ｍｍであるエレクトロガス溶接（ＥＧＷ）あるいはエレクトロスラグ溶接（ＥＳＷ）を用いて、鋼板を突き合せて立て向き１パス溶接を行った。そして、板厚中央部（ｔ／２）に位置するＨＡＺにおいて、ＦＬから１ｍｍ離れたＨＡＺとＦＬの２箇所にノッチを入れ、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行った。表２に溶接条件とＨＡＺ靭性を示す。ここでのシャルピー衝撃試験では、ＪＩＳ４号の２ｍｍＶノッチのフルサイズ試験片を用いた。また、表２には、ＦＬ〜ＨＡＺ１ｍｍ間の旧オーステナイト粒径を併記した。ここで記載しているＦＬ〜ＨＡＺ１ｍｍ間の旧オーステナイト粒径は、板厚中央部（２／ｔ）を中心とした板厚方向２ｍｍと、ＦＬ〜ＨＡＺ１ｍｍを含む面に含まれる旧オーステナイト粒の粒径を断面法により測定した平均粒径である。なお、ここではネット状につながっている塊状フェライトを旧オーステナイト粒の粒界として測定を行なった。

Ｄ１〜Ｄ４９は本発明鋼である。鋼の化学成分が適正に制御されているために、所定の母材性能を満たしつつ、−４０℃での大入熱ＨＡＺ靭性が良好である。また、微細酸化物を分散させたＤ２３〜Ｄ３１、Ｄ４６〜Ｄ４９はＦＬ〜ＨＡＺ１ｍｍ間の旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下と他のものより細粒になっており、−４０℃での大入熱ＨＡＺ靭性が一層高くなっている。また、Ｂの添加しＨＡＺ組織の微細化を図ったＤ２０は、Ｂを添加していない、Ｂ以外の添加元素が同量であるＤ１９に比べてＨＡＺ靭性が良好であり、−４０℃での大入熱ＨＡＺ靭性も高い値を示している。
一方、比較鋼のＣ１〜１７は、式［１］を満たすための十分なＮｉが含まれていない、もしくは、鋼の化学成分が適正に制御されているために、大入熱ＨＡＺ靭性が不充分である。

４５ｋＪ／ｍｍ相当の溶接熱サイクルを示す図である。 Ｎｉ／ＭｎとＣｅｑと再現ＨＡＺ靭性との関係を示す図である。 微細酸化物分散またはＢ活用による再現ＨＡＺ靭性向上効果を示す図であ る。

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０３〜０．１４％、
   Ｓｉ：０．３０％以下、
   Ｍｎ：０．８〜２．０％、
   Ｐ ：０．０２％以下、
   Ｓ ：０．００５％以下、
   Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、
   Ｎ ：０．００１０〜０．０１００％、
   Ｎｉ：０．８〜４．０％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
   Ｎｂ：０．００３〜０．０４０％
   を含有し、ＮｉとＭｎが式［１］を満たし、残部が鉄および不可避不純物であることを特徴とする、大入熱溶接による溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚手高強度鋼板。
   Ｎｉ／Ｍｎ≧１０×Ｃｅｑ−３ （０．３６＜Ｃｅｑ＜０．４２） ・・［１］ 但し、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
2. さらに、質量％で、
   Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
   Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
   ＲＥＭ：０．００１〜０．０３０％
   のうちの１種または２種以上を含有し、かつ
   Ｏ ：０．００１０〜０．００５０％
   を含有し、円相当径が０．００５〜０．５μｍの酸化物を、１００個／ｍｍ²以上含有す ることを特徴とする、請求項１に記載の大入熱溶接による溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚手高強度鋼板。
3. さらに、質量％で、
   Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％
   を含有することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の大入熱溶接による溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚手高強度鋼板。
4. さらに、質量％で、
   Ｃｒ：０．１〜０．５％、
   Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
   Ｖ ：０．００５〜０．１０％、
   Ｃｕ：０．１〜１．０％
   のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の大入熱溶接による溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚手高強度鋼板。
   

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