JP2009235548A

JP2009235548A - 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2009235548A
Application number: JP2008086221A
Authority: JP
Inventors: Akio Omori; 章夫大森; Keiji Ueda; 圭治植田; Kimihiro Nishimura; 公宏西村; Shinichi Suzuki; 伸一鈴木; Nobuo Shikauchi; 伸夫鹿内
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2008-03-28
Filing date: 2008-03-28
Publication date: 2009-10-15
Anticipated expiration: 2028-03-28
Also published as: JP5136156B2

Abstract

【課題】土木，建築，橋梁等の分野で使用される590MPa以上の引張強さと80％以下の降伏比を有し、超大入熱溶接によって高靭性のＨＡＺが得られる熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】所定量のＣ，Si，Mn，Ｐ，Ｓ，Al，Cr，Nb，Mo，Ｖ，Ｂ，Ti，Ca，Ｎ，Ｏを含有し、さらにCuおよびNiのうちの１種以上を含有し、かつＣeqが0.44〜0.50を満足し、Ｐcmが0.21以下を満足し、ＡＣＲが0.2〜0.8を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、鋼素材を熱間圧延によって厚鋼板とし、次いで900〜1000℃の温度に再加熱して20分以上保持した後、再加熱焼入れ処理を施し、さらに（Ａc1＋20℃）〜（Ａc1＋80℃）の２相域温度に加熱して30分以上保持した後、２相域焼入れ処理を施し、さらに400〜600℃の温度で焼戻し処理を施す。
【選択図】なし

Description

本発明は、土木，建築，橋梁等の分野で構築される溶接構造物に好適な低降伏比高張力厚鋼板の製造方法に関し、特に入熱400ｋＪ／cmを超える大入熱溶接（以下、超大入熱溶接という）あるいは20〜50ｋＪ／cmの小入熱の溶接を繰り返す溶接（以下、小入熱多パス溶接という）による熱影響部の靭性に優れ、降伏強さ440MPa以上，引張強さ590MPa以上，降伏比80％以下の低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法に関するものである。

近年、溶接構造物の大型化が進められ、それに伴って鋼板の高強度化や厚肉化の要求が高まっている。また、溶接構造物を構築する工事における施工能率の向上および施工コストの低減という観点から、溶接効率の向上が求められており、大入熱溶接が広く採用されている。特に、高層建築に用いられるボックス柱の接合では、溶接入熱が400kJ／cmを超えるような超大入熱溶接（たとえばサブマージアーク溶接，エレクトロスラグ溶接等）が行なわれている。

一方で、土木，建築，橋梁等の分野の溶接構造物には耐震性が求められ、溶接構造物の塑性変形性を確保して倒壊を防止するために低降伏比（たとえば降伏比80％以下）の鋼板が使用されている。さらに、溶接構造物の耐震性を一層向上するために、鋼板の溶接継手にも高い靭性が要求されるようになって来た。たとえば高層建築では、ボックス柱同士の溶接継手やボックス柱と梁との溶接継手にも、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが70Ｊ以上といった高い靭性が要求されている。

超大入熱溶接を行なった場合に、靭性が著しく低下するのは溶接熱影響部（以下、ＨＡＺという）であり、そのＨＡＺの中でも溶融線近傍のボンド部と呼ばれる領域にて最も低下する。ボンド部では、超大入熱溶接の際に融点に近い高温に曝されることによってオーステナイト粒が粗大化し、引き続き冷却されて上部ベイナイトやマルテンサイトのような靭性の低い組織がオーステナイト粒内に生成する。その結果、ＨＡＺの靭性が低下する。

また、小入熱多パス溶接を行なった場合は、ボンド部に後続パスによって２相域まで再加熱される領域（以下、ＩＣＣＧＨＡＺという）が生じる。このＩＣＣＧＨＡＺでは、島状マルテンサイトが生成して、靭性が低下する。
特に引張強さが590MPaを超える高強度鋼では、合金元素を多量に添加するので、鋼板の降伏比が上昇し、ＨＡＺ（たとえば超大入熱溶接のボンド部，小入熱多パス溶接のＩＣＣＧＨＡＺ等）の靭性が低下する傾向が認められる。そのため、ＨＡＺの靭性に優れ、かつ降伏比の低い高強度厚鋼板を製造する技術が種々検討されている。

たとえば特許文献１には、希土類元素（以下、REMという）の酸硫化物（すなわちオキシサルファイド）とTiＮとを複合して鋼板中に分散させてオーステナイト粒の粗大化を抑制し、大入熱溶接におけるＨＡＺの靭性を改善する技術が開示されている。しかしながら超大入熱溶接においては、TiＮが融点に近い高温に長時間曝されて固溶するので、オーステナイト粒の成長を抑制する効果が得られないという問題がある。また、鋼板の強度を高めるためにREMやTi等の合金元素を多量に添加すると、鋼板の焼入れ性が増加するので、上部ベイナイトやマルテンサイトのような靭性の低い組織がオーステナイト粒内に生成し易くなるという問題がある。

特許文献２には、Ti酸化物を鋼板中に分散させてフェライトの生成核として活用することによって、ＨＡＺの靭性を改善する技術が開示されている。しかしながら、Ti酸化物を均一かつ微細に分散させることは困難であり、大量に生産する鋼板の品質を安定して維持することは困難である。また、鋼板の強度を高めるために各種の合金元素を多量に添加すると、鋼板の焼入れ性が増加するので、上部ベイナイトやマルテンサイトが生成し易くなり、フェライトの生成が困難になる。

特許文献３には、形態を最適化したCa酸硫化物を鋼板中に分散させてフェライトの生成を促進するとともに、２相域温度から急冷する焼入れ処理（以下、２相域焼入れ処理という）を施して、鋼板を硬質相と軟質相からなる２相組織とすることによって、降伏比の低い鋼板を得る技術が開示されている。さらに、Ca，Ｏ，Ｓの含有量を適正範囲に規定することによって、大入熱溶接におけるＨＡＺの靭性を改善できることが開示されている。この技術を適用すれば、ＨＡＺの靭性に優れ、かつ降伏比が低く強度が高い厚鋼板を製造できる。しかしながら、鋼板の強度を高めるためにＣや各種の合金元素を多量に添加すると、鋼板の焼入れ性が増加するので、上部ベイナイトやマルテンサイトのような靭性の低い組織がＨＡＺに生成し易くなる。ＨＡＺの靭性低下を防止するためにはＣや合金元素の添加を抑制しなければならない。つまり、ＨＡＺの靭性に優れ低降伏比かつ高強度という特性を安定して維持することは困難である。
特開昭60-152626号公報特開昭57-51243号公報特開2005-68519号公報

本発明は、土木，建築，橋梁等の分野で使用される低降伏比高張力厚鋼板の製造方法を提供することを目的とする。詳しくは、440MPa以上の降伏強さ，590MPa以上の引張強さと80％以下の降伏比を有するとともに、超大入熱溶接によって高靭性のＨＡＺが得られる超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

ここで、超大入熱溶接とは400ｋＪ／cmを超える入熱量で行なう溶接を指し、溶接熱影響部（すなわちＨＡＺ）の優れた靭性とは、400ｋＪ／cmを超える超大入熱溶接で得られるボンド部のシャルピー吸収エネルギー（０℃）が70Ｊ以上であることを指す。さらに、20〜50ｋＪ／cmの小入熱の溶接を繰り返す小入熱多パス溶接も、ここでは超大入熱溶接に分類し、その溶接熱影響部の優れた靭性とは、小入熱多パス溶接で得られるＩＣＣＧＨＡＺのシャルピー吸収エネルギー（０℃）が70Ｊ以上であることを意味する。

超大入熱溶接を行なって得られるＨＡＺやＩＣＣＧＨＡＺの靭性を向上するためには、従来から知られている通り、
(1)TiＮを微細に分散させる、
(2)Ca，Ｓ，Ｏの添加量を調整してＡＣＲ値を0.2〜0.8の範囲内に維持する
ことが有効である。

ただし発明者らの研究によれば、板厚が80〜100mmの厚鋼板では、その強度を確保するためにＣeq値を高く設定して0.44〜0.50の範囲内に維持しなければならず、その結果、厚鋼板の焼入れ性が増加するので、上部ベイナイトやマルテンサイトのような靭性の低い組織がＨＡＺやＩＣＣＧＨＡＺに生成し易くなり、上記の(1)(2)のみでは十分な効果が得られないことが判明した。

そこで発明者らは、Ｃeq値を上記の範囲内に維持して厚鋼板の強度を確保した上で、超大入熱溶接におけるＨＡＺやＩＣＣＧＨＡＺの靭性を改善できる低降伏比高張力厚鋼板について鋭意検討した。その結果、下記の(A)〜(C)の知見が得られた。なお各元素の含有量の単位は、いずれも質量％である。
(A)小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺの靭性を向上するためには、厚鋼板のＣ含有量の過剰な増加を抑制する必要がある。Ｃ含有量を0.070％以下（好ましくは0.064％以下）とすることによって、島状マルテンサイトの生成量が減少し、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー_VＥ₀が70Ｊ以上である優れた靭性を確保できる。

(B)厚鋼板の降伏比を低減するためには、２相域焼入れ処理が有効である。２相域温度に保持する間に特定の合金元素（たとえばMn，Cu，Ni等）がフェライトとオーステナイトの界面に偏在することによって、厚鋼板の合金元素の含有量に濃淡が生じる。この合金元素の濃淡は、ＨＡＺが曝されるような短時間の加熱では消失しないので、合金元素の含有量が低い領域では溶接によって加熱されるときにフェライトが容易に生成される。したがってＣeq値が高い場合にも、合金元素の含有量が低い領域が存在することによって、Ca酸硫化物をフェライトの生成核として活用することが可能となる。このような効果を得るためには、Mn，Cu，Niを平均濃度の90％程度以下まで淡化させたミクロ組織を形成する必要があり、さらにその淡化領域の分率を10％以上にする必要がある。

(C)Mn，Cu，Ni等の合金元素は置換型合金元素であり、２相域温度に保持する間に拡散によって移動する距離はわずかである。したがって２相域温度に保持する間に合金元素の含有量に濃淡を効率良く生じさせるためには、加熱する前の厚鋼板の組織を微細にする必要がある。そこで２相域温度に加熱する前に焼入れを行なう。この焼入れ処理は、熱間圧延によって得られた厚鋼板を900〜1000℃に再加熱して焼入れ（以下、再加熱焼入れ処理という）するものであり、２相域焼入れ処理とは異なる。再加熱焼入れ処理によって生成したマルテンサイトやベイナイトの高密度ラス界面には、２相域温度に保持する間にオーステナイトが生成し、その結果、厚鋼板にオーステナイトとフェライトの微細な混合組織が形成される。また、マルテンサイトやベイナイトに存在する高密度の転位が、Mn，Cu，Ni等の拡散を促進する。そのため、Mn，Cu，Ni等の拡散距離が短くても、その含有量の濃淡を生じさせる効果を得ることが可能となる。

本発明は、以上のような知見に基づいてなされたものである。
すなわち本発明は、質量％で、Ｃ：0.040〜0.070％，Si：0.05〜0.45％，Mn：1.0〜1.6％，Ｐ：0.020％以下，Ｓ：0.0007〜0.0040％，Al：0.005〜0.05％，Cr：0.03〜1.0％，Nb：0.003％以下，Mo：0.04％以下，Ｖ：0.030％以下，Ｂ：0.0005〜0.0030％，Ti：0.005〜0.030％，Ca：0.0005〜0.0035％，Ｎ：0.0030〜0.0070％，Ｏ：0.0010〜0.0040％を含有し、さらにCu：0.05〜1.0％およびNi：0.05〜2.0％のうちの１種以上をCu含有量とNi含有量の合計が1.0〜2.0％となるように含有し、かつ各元素の含有量を用いて(1)式で定義されるＣeqが0.44〜0.50を満足し、(2)式で定義されるＰcmが0.21以下を満足し、(3)式で定義されるＡＣＲが0.2〜0.8を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織が、Mn，Cu，Niの含有量が鋼材平均よりも高い濃化領域と低い淡化領域を含み、（Mn／６＋Cu／15＋Ni／15）の値が鋼材平均の90％以下である淡化領域の分率が10％以上である超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板である。

また本発明は、質量％で、Ｃ：0.040〜0.070％，Si：0.05〜0.45％，Mn：1.0〜1.6％，Ｐ：0.020％以下，Ｓ：0.0007〜0.0040％，Al：0.005〜0.05％，Cr：0.03〜1.0％，Nb：0.003％以下，Mo：0.04％以下，Ｖ：0.030％以下，Ｂ：0.0005〜0.0030％，Ti：0.005〜0.030％，Ca：0.0005〜0.0035％，Ｎ：0.0030〜0.0070％，Ｏ：0.0010〜0.0040％を含有し、さらにCu：0.05〜1.0％およびNi：0.05〜2.0％のうちの１種以上をCu含有量とNi含有量の合計が1.0〜2.0％となるように含有し、かつ各元素の含有量を用いて(1)式で定義されるＣeqが0.44〜0.50を満足し、(2)式で定義されるＰcmが0.21以下を満足し、(3)式で定義されるＡＣＲが0.2〜0.8を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を熱間圧延によって厚鋼板とし、次いで厚鋼板を900〜1000℃の温度に再加熱して20分以上保持した後、800〜500℃の温度範囲を平均冷却速度１℃／秒以上で冷却して焼入れを行なう再加熱焼入れ処理を施し、さらに（Ａc1＋20℃）〜（Ａc1＋80℃）の２相域温度に加熱して30分以上保持した後、（Ａc1−20℃）〜500℃の温度範囲を平均冷却速度１℃／秒以上で冷却して焼入れを行なう２相域焼入れ処理を施し、さらに400〜600℃の温度に加熱して保持する焼戻し処理を施す超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法である。

Ｃeq＝［％Ｃ］＋（［％Mn］／６）＋｛（［％Ni］＋［％Cu］）／15｝
＋｛（［％Cr］＋［％Mo］＋［％Ｖ］）／５｝・・・(1)
Ｐcm＝［％Ｃ］＋（［％Si］／30）＋（［％Mn］／20）＋（［％Cu］／20）
＋（［％Ni］／60）＋（［％Cr］／20）＋（［％Mo］／15）
＋（［％Ｖ］／10）＋（５×［％Ｂ］）・・・(2)
ＡＣＲ＝｛［％Ca］−（0.18＋130×［％Ca］）×［％Ｏ］｝／（1.25×［％Ｓ］）
・・・(3)
ここで［％Ｃ］はＣの含有量，［％Mn］はMnの含有量，［％Ni］はNiの含有量，［％Cu］はCuの含有量，［％Cr］はCrの含有量，［％Mo］はMoの含有量，［％Ｖ］はＶの含有量，［％Si］はSiの含有量，［％Ｂ］はＢの含有量，［％Ca］はCaの含有量，［％Ｏ］はＯの含有量，［％Ｓ］はＳの含有量を指す。含有量の単位は、いずれも質量％である。

本発明の超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法においては、鋼素材が、前記した組成に加えて、質量％でREM：0.0010〜0.020％およびMg：0.0010〜0.0050％のうちの１種以上を含有することが好ましい。
また、鋼素材を熱間圧延して得られる厚鋼板の板厚が100mm以下であることが好ましい。厚鋼板の板厚は80〜100mmの範囲内が一層好ましい。

本発明によれば、土木，建築，橋梁等の分野で好適な、440MPa以上の降伏強さ，590MPa以上の引張強さと80％以下の降伏比を有するとともに、超大入熱溶接によって高靭性のＨＡＺやＩＣＣＧＨＡＺが得られる超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板を製造できる。

まず、本発明を適用して厚鋼板を製造するために熱間圧延を行なう鋼素材の成分を限定する理由を説明する。各元素の含有量の単位は、いずれも質量％である。なお、以下では超大入熱溶接によるＨＡＺとＩＣＣＧＨＡＺを総称してＨＡＺと記す。
Ｃ：0.040〜0.070％
Ｃは、厚鋼板の強度を増加させる作用を有し、構造用鋼材として必要な強度を確保する上で重要な元素である。Ｃ含有量が0.040％未満では、590MPa以上の引張強さが得られない。一方、0.070％を超えると、超大入熱溶接のＨＡＺのうち、Ａc3以上に加熱された領域（いわゆる細粒域ＨＡＺ）に島状マルテンサイトが生成して、ＨＡＺの靭性が低下する。したがって、Ｃは0.040〜0.070％の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.050〜0.064％である。

Si：0.05〜0.45％
Siは、超大入熱溶接の溶融メタル中で脱酸剤として作用する。Si含有量が0.05％未満では、脱酸剤としての効果が得られない。一方、0.45％を超えると、厚鋼板の靭性が劣化するとともに、ＨＡＺの靭性が著しく劣化する。したがって、Siは0.05〜0.45％の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.05〜0.35％である。

Mn：1.0〜1.6％
Mnは、厚鋼板の強度を増加させる作用を有し、構造用鋼材として必要な強度を確保する上で重要な元素である。Mn含有量が1.0％未満では、590MPa以上の引張強さが得られない。一方、1.6％を超えると、後述するＣeq値（すなわち0.44〜0.50）の範囲内では、厚鋼板のみならずＨＡＺの靭性が著しく劣化する。したがって、Mnは1.0〜1.6％の範囲内を満足する必要がある。

Ｐ：0.020％以下
Ｐは、厚鋼板の強度を増加させる一方で靭性を劣化させる元素である。そのため、超大入熱溶接によるＨＡＺの靭性の劣化を防止する観点から、Ｐを可能な限り低減する必要がある。Ｐ含有量が0.020％を超えると、ＨＡＺの靭性が著しく劣化する。したがって、Ｐは0.020％以下とする。なお、Ｐ含有量の下限値は特に限定しないが、Ｐを過剰に低減すれば、溶鋼を溶製する段階で精錬コストの上昇を招く。したがって、Ｐは0.005〜0.020％が好ましい。より好ましくは0.005〜0.015％である。

Ｓ：0.0007〜0.0040％
Ｓは、溶鋼の凝固段階でCaと結合してCaＳ粒子を晶出する。CaＳ粒子は熱間圧延後の冷却時にフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらに、その厚鋼板の超大入熱溶接を行なう際には、CaＳ粒子上にMnＳが析出してフェライト生成核として作用し、溶接金属の靭性を向上させる。Ｓ含有量が0.0007％未満では、この効果が得られない。一方、0.0040％を超えると、溶鋼の連続鋳造にて鋳片の中央部に多量のMnＳが偏析して、鋳片内部に欠陥が生じるばかりでなく、その鋳片から製造した厚鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｓは0.0007〜0.0040％の範囲内を満足する必要がある。

Al：0.005〜0.05％
Alは、溶鋼を溶製する段階で脱酸剤として使用される。また、溶鋼中のＮをAlＮとして固定し、後述するＢによる焼入れ性向上の効果を維持する効果も有する。Al含有量が0.005％未満では、これらの効果が得られない。一方、0.05％を超えると、厚鋼板の靭性が劣化するとともに、厚鋼板の超大入熱溶接を行なう際に溶接金属に混入して、溶接金属の靭性を劣化させる。したがって、Alは0.005〜0.05％の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.010〜0.045％である。

Cr：0.03〜1.0％
Crは、厚鋼板の焼入れ性を向上することによって、厚鋼板の強度を増加させる作用を有する。しかも、ＨＡＺに及ぼす悪影響が少ないので有用な元素である。Cr含有量が0.03％未満では、厚鋼板の強度増加の効果が得られない。一方、1.0％を超えると、厚鋼板のみならずＨＡＺの靭性を劣化させる。したがって、Crは0.03〜1.0％の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.1〜0.5％である。

Nb：0.003％以下
Nbは、ＨＡＺに上部ベイナイトやマルテンサイトの生成を助長して、ＨＡＺの靭性を劣化させる元素である。そのため、Nbを可能な限り低減する必要がある。Nb含有量が0.003％を超えると、ＨＡＺの靭性が著しく劣化する。したがって、Nbは0.003％以下とする。
Mo：0.04％以下
Moは、ＨＡＺに上部ベイナイトやマルテンサイトの生成を助長して、ＨＡＺの靭性を劣化させる元素である。そのため、Moを可能な限り低減する必要がある。Mo含有量が0.04％を超えると、ＨＡＺの靭性が著しく劣化する。したがって、Moは0.04％以下とする。

Ｖ：0.030％以下
Ｖは、Nb，Moと同様に、ＨＡＺの靭性を劣化させる元素であるが、NbやMoと比べてその脆化の程度が低いので、母材およびＨＡＺの強度を高めたいときに添加することができる。しかしながら0.030％を超えると、析出硬化が著しくなり、母材およびＨＡＺの靭性を著しく低下させるので、0.030％以下とする。好ましくはＶは0.020％以下である。

Ｂ：0.0005〜0.0030％
Ｂは、微量の添加で厚鋼板の焼入れ性を向上することによって、厚鋼板の強度を増加させる元素である。また、Ｂは溶鋼を溶製する段階でＮと結合してＢＮを生成し、熱間圧延後の冷却時にそのＢＮがフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらにＢは、TiＮが固溶するような超大入熱溶接によるＨＡＺにＢＮを生成させる。このＢＮはフェライト生成核として作用するばかりでなく、固溶Ｎを低減する効果も有するので、ＨＡＺの靭性向上に寄与する。Ｂ含有量が0.0005％未満では、これらの効果が得られない。一方、0.0030％を超えると、厚鋼板のみならずＨＡＺの靭性が劣化するばかりでなく、厚鋼板の降伏強度が著しく上昇するので降伏比の制御が困難になる。したがって、Ｂは0.0005〜0.0030％の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.0007〜0.0020％である。

Ti：0.005〜0.030％
Tiは、Ｎとの親和力が強く、溶鋼の連続鋳造にてTiＮとして析出し、熱間圧延後の冷却時にそのTiＮがフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらにTiＮは、超大入熱溶接のＨＡＺにおけるオーステナイトの成長を抑制し、かつフェライト生成核として作用するので、ＨＡＺの靭性向上に寄与する。Ti含有量が0.005％未満では、これらの効果が得られない。一方、0.030％を超えると、TiＮ粒子が粗大化するので、これらの効果が得られない。したがって、Tiは0.005〜0.030％の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.010〜0.020％である。

Ca：0.0005〜0.0035％
Caは、Ｓと結合してCaＳを生成することによって厚鋼板の靭性を向上させる作用を有する。Caは溶鋼の溶製段階で添加されるが、溶存酸素量を0.0050％以下に調整した後でCaを添加する。このようにしてCaＯの生成を抑制して、CaＳの生成を促進する。CaＳは、溶鋼中で酸化物に比べて低温で晶出し、均一かつ微細に分散する。この微細なCaＳ粒子が、厚鋼板の溶接時にMnＳと複合してフェライト生成核として作用して、ＨＡＺの靭性向上に寄与する。Ca含有量が0.0005％未満では、これらの効果が得られない。一方、0.0035％を超えると、過剰のCaが酸化物を形成して、厚鋼板の靭性を劣化させる。したがって、Caは0.0005〜0.0035％の範囲内を満足する必要がある。

Ｎ：0.0030〜0.0070％
Ｎは、溶鋼の連続鋳造にてTiＮとして析出し、熱間圧延後の冷却時にそのTiＮがフェライト生成核として作用し、厚鋼板の降伏比低下に寄与する。さらにTiＮは、超大入熱溶接のＨＡＺにおけるオーステナイトの成長を抑制し、かつフェライト生成核として作用するので、ＨＡＺの靭性向上に寄与する。Ｎ含有量が0.0030％未満では、これらの効果が得られない。一方、0.0070％を超えると、超大入熱溶接によってＨＡＺのTiＮが溶解し、その結果、固溶Ｎ量が増加してＨＡＺの靭性が著しく劣化する。したがって、Ｎは0.0030〜0.0070％の範囲内を満足する必要がある。

Ｏ：0.0010〜0.0040％
Ｏは、溶鋼を溶製する段階で不可避的に混入する不純物であり、他の元素と結合して酸化物を形成する。そのためＯ含有量を低減することが好ましいが、0.0010％未満とするためには溶鋼を溶製する段階で精錬コストの上昇を招く。一方、0.0040％を超えると、酸化物が粗大化して厚鋼板の靭性を劣化させる。したがって、Ｏは0.0010〜0.0040％の範囲内を満足する必要がある。

Cu：0.05〜1.0％およびNi：0.05〜2.0％のうちの１種以上
Cuは、厚鋼板の靭性を低下させず強度を増加する作用を有する。しかも、ＨＡＺに及ぼす悪影響が少ないので有用な元素である。Cu含有量が0.05％未満では、厚鋼板の強度増加の効果が得られない。一方、1.0％を超えると、熱間脆性が生じて厚鋼板の表面性状が劣化する。したがって、Cuは0.05〜1.0％の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.1〜0.5％である。好ましくは0.1〜0.5％である。

Niは、厚鋼板の靭性を低下させず強度を増加する作用を有する。しかも、ＨＡＺに及ぼす悪影響が少ないので有用な元素である。Ni含有量が0.05％未満では、厚鋼板の強度増加の効果が得られない。一方、2.0％を超えると、熱間脆性が生じて厚鋼板の表面性状が劣化する。したがって、Niは0.05〜2.0％の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.2〜1.5％である。

Cu含有量とNi含有量の合計：1.0〜2.0％
既に説明した通り、本発明では、２相域焼入れ処理に先立って２相域温度に保持する間に、Mn，Cu，Ni等がフェライトとオーステナイトの界面に偏在することによって、厚鋼板のMn，Cu，Ni等の含有量に濃淡を生じさせてフェライト生成核として活用する。このような効果を得るためには、Mn，Cu，Ni等の含有量を高く設定する必要がある。しかしMnを過剰に添加すると、厚鋼板およびＨＡＺの靭性が劣化する。そこで、CuとNiの含有量を大きく設定し、その合計含有量を規定する。Cu含有量とNi含有量の合計が1.0％未満では、フェライト生成核が十分に得られない。一方、2.0％超えると、フェライト生成核が飽和し、含有量の増加に見合う効果が得られず、厚鋼板の製造コストが上昇する。したがって、Cu含有量とNi含有量の合計は1.0〜2.0％の範囲内とする。

Ｃeq：0.44〜0.50
Ｃeqは下記の(1)式で定義される値である。Ｃeqが0.44未満では、再加熱焼入れ処理や２相域焼入れ処理における焼入れ性が不足するので、フェライトが生成する。その結果、板厚80mm以上の厚鋼板では所望の引張強さ（すなわち590MPa以上）が得られない。また再加熱焼入れ処理を行なっても厚鋼板にマルテンサイトまたはベイナイトの微細な組織が得られないので、２相域焼入れ処理で合金元素の濃淡を生じさせることが困難になる。一方、0.50を超えると、ＨＡＺの靭性が著しく劣化する。したがって、Ｃeqは0.44〜0.50の範囲内を満足する必要がある。好ましくは0.45〜0.48である。

Ｃeq＝［％Ｃ］＋（［％Mn］／６）＋｛（［％Ni］＋［％Cu］）／15｝
＋｛（［％Cr］＋［％Mo］＋［％Ｖ］）／５｝・・・(1)
上記の(1)式の［％Ｃ］はＣ含有量，［％Mn］はMn含有量，［％Ni］はNi含有量，［％Cu］はCu含有量，［％Cr］はCr含有量，［％Mo］はMo含有量，［％Ｖ］はＶ含有量を指す。含有量の単位は、いずれも質量％である。

Ｐcm：0.21以下
Ｐcmは下記の(2)式で定義される値である。Ｐcmが0.21を超えると、低温割れ感受性が高くなり、溶接金属に割れが発生し易くなる。したがって、Ｐcmは0.21以下とする。
Ｐcm＝［％Ｃ］＋（［％Si］／30）＋（［％Mn］／20）＋（［％Cu］／20）
＋（［％Ni］／60）＋（［％Cr］／20）＋（［％Mo］／15）
＋（［％Ｖ］／10）＋（５×［％Ｂ］）・・・(2)
ここで［％Ｃ］はＣ含有量，［％Si］はSi含有量，［％Mn］Mnの含有量，［％Cu］はCu含有量，［％Ni］はNi含有量，［％Cr］はCr含有量，［％Mo］はMo含有量，［％Ｖ］はＶ含有量，［％Ｂ］はＢ含有量を指す。含有量の単位は、いずれも質量％である。

ＡＣＲ：0.2〜0.8
ＡＣＲは下記の(3)式で定義される値である。ＡＣＲが0.2未満では、CaＳが生成せず、MnＳが析出する。このMnＳは、厚鋼板に均一かつ微細に分散せず、熱間圧延によって伸長される。その結果、厚鋼板のみならずＨＡＺの靭性が劣化する。一方、0.8を超えると、CaＳが多量に生成し、MnＳが不足する。その結果、厚鋼板を溶接する際に、CaＳ粒子上にMnＳが析出せず、十分な量のフェライト生成核が得られない。したがって、ＡＣＲは0.2〜0.8の範囲内を満足する必要がある。この範囲内にＡＣＲを維持することによって、CaＳ粒子上にMnＳが析出した複合硫化物となる。その複合硫化物がフェライト生成核として作用して、ＨＡＺの組織が微細化され、ＨＡＺの靭性が向上する。

ＡＣＲ＝｛［％Ca］−（0.18＋130×［％Ca］）×［％Ｏ］｝／（1.25×［％Ｓ］）
・・・(3)
ここで［％Ca］はCa含有量，［％Ｏ］はＯ含有量，［％Ｓ］はＳ含有量を指す。含有量の単位は、いずれも質量％である。
本発明では、上記の成分に加えて、希土類元素（すなわちREM）：0.0010〜0.020％およびMg：0.0010〜0.0050％のうちの１種以上を含有しても良い。

REM：0.0010〜0.020％およびMg：0.0010〜0.0050％のうちの１種以上
REMは、厚鋼板およびＨＡＺの靭性を向上する作用を有する。REM含有量が0.0010％未満では、この効果が得られない。一方、0.020％を超えると、靭性向上の効果が飽和し、含有量の増加に見合う効果が得られず、厚鋼板の製造コストが上昇する。したがって、REMは0.0010〜0.020％の範囲内が好ましい。

Mgは、厚鋼板およびＨＡＺの靭性を向上する作用を有する。Mg含有量が0.0010％未満では、この効果が得られない。一方、0.0050％を超えると、靭性向上の効果が飽和し、含有量の増加に見合う効果が得られず、厚鋼板の製造コストが上昇する。したがって、Mgは0.0010〜0.0050％の範囲内が好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。

なお本発明では、ミクロレベルでMn，Cu，Niの濃化領域と淡化領域を形成し、淡化領域からの粒内フェライト核生成を促進することにより、ＨＡＺの靭性の向上を図る。フェライト核生成を促進するためには、ＥＰＭＡ等によって測定される局所的な（Mn／６＋Cu／15＋Ni／15）の値を、鋼材平均値の90％以下とする必要がある。また、このような淡化領域の分率が10％未満の場合は、十分な量の粒内フェライトを生成することができない。そこで、（Mn／６＋Cu／15＋Ni／15）の値が鋼材平均値の90％以下である淡化領域の分率を10％以上に限定した。

次に、厚鋼板の製造工程について説明する。
溶鋼を溶製し、さらに鋳造して、上記した成分を有する鋼素材を製造する工程で採用する技術は特に限定せず、従来から知られている技術を使用する。ただし厚鋼板を大量に製造することを考慮すると、溶鋼を転炉，電気炉，真空溶解炉等で溶製し、脱ガス処理を施してガス成分を調整した後、CaSiワイヤを用いて介在物制御を行ない、さらに連続鋳造を行なって鋼素材（すなわちスラブ）を製造することが好ましい。

なお、溶鋼の溶製段階でCaＳの生成を促進するために、Caとの結合力が強いＯを0.0050％以下に調整した後でCaを添加することが好ましい。Caの添加は、CaSiワイヤを装入する等の方法で行なう。
この鋼素材を加熱し、さらに熱間圧延を施して厚鋼板とする。熱間圧延は、従来から知られている技術を使用する。なお厚鋼板の板厚が100mmを超えると、本発明を適用しても、超大入熱溶接によるＨＡＺの靭性を板厚方向全域にわたって向上することは困難である。厚鋼板の板厚が100mm以下であればＨＡＺの靭性を板厚方向全域にわたって改善できるので、板厚の下限値は特に限定しない。ただし、超大入熱溶接によるＨＡＺの靭性改善が困難であると一般に言われていた板厚80mm以上の厚鋼板に本発明を適用すると、多大な効果が得られる。したがって、厚鋼板の板厚は100mm以下が好ましく、80〜100mmの範囲内が一層好ましい。

得られた厚鋼板を再加熱する。再加熱の温度が900℃未満では、引き続き行なう焼入れ（すなわち再加熱焼入れ処理）における焼入れ性が低下して、好適な組織（すなわちマルテンサイトまたはベイナイトの微細な組織）が得られない。その結果、厚鋼板の強度が低下し、かつＨＡＺの靭性が劣化する。一方、1000℃を超えると、オーステナイトが粗大化して、厚鋼板の靭性が劣化する。したがって、再加熱の温度は900〜1000℃の範囲内を満足する必要がある。

また、再加熱にて上記の温度範囲に保持する時間が20分未満では、Ｂを粒界に偏析させる上で十分な時間が確保されないので、Ｂによる焼入れ性向上の効果が得られない。したがって、再加熱の保持時間は20分以上とする。好ましくは30分以上である。
再加熱が終了した後、厚鋼板に再加熱焼入れ処理を施す。再加熱焼入れ処理では、800〜500℃の温度範囲を平均冷却速度１℃／秒以上で冷却する。平均冷却速度が１℃／秒未満では、好適な組織（すなわちマルテンサイトまたはベイナイトの微細な組織）が得られない。

再加熱焼入れの後、厚鋼板を２相域温度に加熱する。２相域に加熱する温度がＡc1＋20℃未満では、加熱温度に保持中のオーステナイトの分率が低すぎるので、母材の硬質相の分率が不足して、厚鋼板の強度が低下する。一方、Ａc1＋80℃を超えると、オーステナイトの分率が過剰に増加するので、オーステナイト中に濃化するＣが減少する。その結果、引き続き行なう焼入れ（すなわち２相域焼入れ処理）における焼入れ性が低下して、厚鋼板の強度が低下する。したがって、２相域に加熱する温度は（Ａc1＋20℃）〜（Ａc1＋80℃）の範囲内を満足する必要がある。

また、２相域加熱にて上記の温度範囲に保持する時間が30分未満では、Mn，CuやNiの濃淡を生じさせる上で十分な時間が確保されないので、ＨＡＺの靭性向上の効果が得られない。したがって、２相域加熱の保持時間は30分以上とする。好ましくは40分以上である。
２相域加熱が終了した後、厚鋼板に２相域焼入れ処理を施す。２相域焼入れ処理では、（Ａc1−20℃）〜500℃の温度範囲を平均冷却速度１℃／秒以上で冷却する。平均冷却速度が１℃／秒未満では、硬質相の硬さが不足し、好適な組織が得られない。

２相域焼入れ処理の後、厚鋼板を加熱して焼戻し処理を施す。焼戻し処理の加熱温度が400℃未満では、２相域焼入れ処理によって脆化した厚鋼板の靭性を向上できない。一方、600℃を超えると、厚鋼板の強度が低下する。したがって、焼戻し処理の加熱温度は400〜600℃）の範囲内を満足する必要がある。
また、焼戻し処理にて上記の温度範囲に保持する時間は、特に限定せず、厚鋼板の用途や要求される特性に応じて適宜設定する。ただし、60分を超えると厚鋼板の強度が著しく低下するので、焼戻し処理の保持時間は60分以下が好ましい。

以上の手順で製造した厚鋼板は、低降伏比と高強度とを兼ね備えており、しかも超大入熱溶接によるＨＡＺは優れた靭性を発揮する。

転炉を用いて溶製した溶鋼に取鍋精錬を施し、さらに連続鋳造によって鋼素材（すなわちスラブ）を製造した。鋼素材の板厚は310mmであり、その成分は表１に示す通りである。表１に示す発明例（すなわち鋼種Ａ〜Ｉ）は、成分が本発明の範囲を満足する例である。比較例のうち、鋼種Ｊ，ＫはＣ含有量が本発明の範囲を外れる例、鋼種ＬはCu含有量とNi含有量の合計が本発明の範囲を外れる例、鋼種ＭはＮ含有量が本発明の範囲を外れる例、鋼種Ｎ，ＯはＡＣＲが本発明の範囲を外れる例、鋼種ＰはＣeqが本発明の範囲を外れる例、鋼種ＱはＣeqとＰcmが本発明の範囲を外れる例である。

これら鋼素材に熱間圧延を行ない板厚100mmの厚鋼板とした後、表２に示す条件で再加熱焼入れ処理，２相域焼入れ処理，焼戻し処理を行なった。表２に示す厚鋼板記号Ａ，Ｂ，Ｄ〜Ｑは、それぞれ鋼種Ａ，Ｂ，Ｄ〜Ｑ（表１参照）の鋼素材から製造した厚鋼板であり、再加熱焼入れ処理，２相域焼入れ処理，焼戻し処理の条件はいずれも本発明の範囲を満足する。厚鋼板記号Ｃ−１〜Ｃ−８は、鋼種Ｃ（表１参照）の鋼素材から製造した厚鋼板であり、再加熱焼入れ処理，２相域焼入れ処理，焼戻し処理の条件はいずれも本発明の範囲を満足する。

厚鋼板記号Ｃ−９，Ｃ−10は、鋼種Ｃ（表１参照）の鋼素材から製造した厚鋼板であるが、再加熱焼入れ処理の加熱温度が本発明の範囲を外れる。厚鋼板記号Ｃ−11は、鋼種Ｃの鋼素材から製造した厚鋼板であるが、再加熱焼入れ処理の保持時間が本発明の範囲を外れる。厚鋼板記号Ｃ−12は、鋼種Ｃの鋼素材から製造した厚鋼板であるが、再加熱焼入れ処理と２相焼入れ処理の冷却速度が本発明の範囲を外れる。厚鋼板記号Ｃ−13，Ｃ−14は、鋼種Ｃの鋼素材から製造した厚鋼板であるが、２相域焼入れ処理の加熱温度が本発明の範囲を外れる。厚鋼板記号Ｃ−15は、鋼種Ｃの鋼素材から製造した厚鋼板であるが、２相域焼入れ処理の保持時間が本発明の範囲を外れる。厚鋼板記号Ｃ−16，Ｃ−17は、鋼種Ｃの鋼素材から製造した厚鋼板であるが、焼戻し処理の加熱温度が本発明の範囲を外れる。

これらの厚鋼板の板厚方向１／４の深さの位置からＪＩＳ４号引張試験片を採取し、ＪＩＳ規格Z2241の規定に準拠して引張試験を行ない、降伏強さ（ＹＳ）と引張強さ（ＴＳ）を調査した。さらに、得られた降伏強さと引張強さから降伏比を算出した。その結果を表３に示す。
また、厚鋼板の板厚方向１／４の深さの位置からＪＩＳ規格Z2202の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ規格Z2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行ない、０℃における吸収エネルギー（_VＥ₀）を調査した。その結果を表３に示す。

さらに、これらの厚鋼板の板厚方向１／４の深さの位置から淡化領域の分率測定用の試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（すなわちＬ断面）をＥＰＭＡにて面分析して、Mn，Cu，Niの濃度分布を測定した。濃度分布の測定面積は50μｍ×50μｍとし、４視野ずつ測定し、淡化領域（すなわち（Mn／６＋Cu／15＋Ni／15）の値が鋼材平均値の90％以下である領域）の分率を算出した。これらの4視野の平均値を淡化領域の分率とした。その結果を表３に示す。

次に、各厚鋼板から継手用試験板（400mm×600mm）を２枚ずつ採取し、図１に示すような開先を形成した。すなわち、継手用試験板１を直角に組み合わせ、かつ幅25mmの隙間３を設けて、その隙間３の両側に当て金２を配置して開先を形成した。
この開先にエレクトロスラグ溶接（以下、ＥＳＷという）を行なって、溶接継手を作製した。ＥＳＷの溶接入熱は1000ｋＪ／cmとし、溶接ワイヤはＪＩＳ規格3353YES62相当品，溶接フラックスはＪＩＳ規格3353FS-FG3相当品を使用した。

得られた溶接継手から、図２に示すように、切欠き位置をボンド部としてＶノッチ試験片５を採取し、ＪＩＳ規格Z2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行ない、０℃における吸収エネルギー（_VＥ₀）を調査した。その結果を表３に示す。
さらに、誘導加熱によって1400℃および800℃をピーク温度として、平均冷却速度を50℃／秒とする２重熱サイクルを与えた小入熱多パス溶接のＩＣＣＧＨＡＺに相当する試験片からＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ規格Z2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行ない、０℃における吸収エネルギー（_VＥ₀）を調査した。その結果を表３に示す。

表３から明らかなように、発明例の厚鋼板の機械的特性の調査結果は、降伏強さ（ＹＳ）が446〜489MPaであり、いずれも440MPa以上であった。また、引張強さ（ＴＳ）が593〜647MPaであり、いずれも590MPa以上であった。さらに、降伏比が74〜79％であり、いずれも80％以下であった。
発明例の厚鋼板とその溶接継手の靭性の調査結果は、厚鋼板の吸収エネルギー（_VＥ₀）が112〜264Ｊ，ＥＳＷ継手のボンド部の吸収エネルギー（_VＥ₀）が79〜156Ｊ，ＩＣＣＧＨＡＺ相当の再現ＨＡＺの吸収エネルギー（_VＥ₀）が94〜188Ｊであり、いずれも_VＥ₀が70Ｊ以上の優れた靭性を有していた。

一方、比較例では、厚鋼板記号Ｃ−９，Ｃ−17，Ｐは厚鋼板の降伏強さと引張強さが不十分であった。厚鋼板記号Ｃ−10は厚鋼板の降伏強さと靭性が不十分であった。厚鋼板記号Ｃ−11，Ｃ−15，Ｌ〜Ｏ，ＱはＥＳＷボンド部の靭性が不十分であった。厚鋼板記号Ｃ−12〜Ｃ−14，Ｊは厚鋼板の降伏強さと引張強さおよびＥＳＷボンド部の靭性が不十分であった。厚鋼板記号Ｃ−16は厚鋼板の靭性が不十分であった。厚鋼板記号ＫはＩＣＣＧＨＡＺの靭性が不十分であった。

本発明を適用して溶接を行なう開先の例を模式的に示す断面図である。シャルピー試験片の採取位置を模式的に示す断面図である。

符号の説明

１継手用試験板
２当て金
３隙間
４溶接金属
５Ｖノッチ試験片

Claims

質量％で、Ｃ：0.040〜0.070％、Si：0.05〜0.45％、Mn：1.0〜1.6％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.0007〜0.0040％、Al：0.005〜0.05％、Cr：0.03〜1.0％、Nb：0.003％以下、Mo：0.04％以下、Ｖ：0.030％以下、Ｂ：0.0005〜0.0030％、Ti：0.005〜0.030％、Ca：0.0005〜0.0035％、Ｎ：0.0030〜0.0070％、Ｏ：0.0010〜0.0040％を含有し、さらにCu：0.05〜1.0％およびNi：0.05〜2.0％のうちの１種以上をCu含有量とNi含有量の合計が1.0〜2.0％となるように含有し、かつ各元素の含有量を用いて(1)式で定義されるＣeqが0.44〜0.50を満足し、(2)式で定義されるＰcmが0.21以下を満足し、(3)式で定義されるＡＣＲが0.2〜0.8を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ミクロ組織が、Mn、Cu、Niの含有量が鋼材平均よりも高い濃化領域と低い淡化領域を含み、（Mn／６＋Cu／15＋Ni／15）の値が鋼材平均の90％以下である淡化領域の分率が10％以上であることを特徴とする超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板。
Ｃeq＝［％Ｃ］＋（［％Mn］／６）＋｛（［％Ni］＋［％Cu］）／15｝
＋｛（［％Cr］＋［％Mo］＋［％Ｖ］）／５｝・・・(1)
Ｐcm＝［％Ｃ］＋（［％Si］／30）＋（［％Mn］／20）＋（［％Cu］／20）
＋（［％Ni］／60）＋（［％Cr］／20）＋（［％Mo］／15）
＋（［％Ｖ］／10）＋（５×［％Ｂ］）・・・(2)
ＡＣＲ＝｛［％Ca］−（0.18＋130×［％Ca］）×［％Ｏ］｝／（1.25×［％Ｓ］）
・・・(3)
質量％で、Ｃ：0.040〜0.070％、Si：0.05〜0.45％、Mn：1.0〜1.6％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.0007〜0.0040％、Al：0.005〜0.05％、Cr：0.03〜1.0％、Nb：0.003％以下、Mo：0.04％以下、Ｖ：0.030％以下、Ｂ：0.0005〜0.0030％、Ti：0.005〜0.030％、Ca：0.0005〜0.0035％、Ｎ：0.0030〜0.0070％、Ｏ：0.0010〜0.0040％を含有し、さらにCu：0.05〜1.0％およびNi：0.05〜2.0％のうちの１種以上をCu含有量とNi含有量の合計が1.0〜2.0％となるように含有し、かつ各元素の含有量を用いて(1)式で定義されるＣeqが0.44〜0.50を満足し、(2)式で定義されるＰcmが0.21以下を満足し、(3)式で定義されるＡＣＲが0.2〜0.8を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を熱間圧延によって厚鋼板とし、次いで前記厚鋼板を900〜1000℃の温度に再加熱して20分以上保持した後、800〜500℃の温度範囲を平均冷却速度１℃／秒以上で冷却して焼入れを行なう再加熱焼入れ処理を施し、さらに（Ａc1＋20℃）〜（Ａc1＋80℃）の２相域温度に加熱して30分以上保持した後、（Ａc1−20℃）〜500℃の温度範囲を平均冷却速度１℃／秒以上で冷却して焼入れを行なう２相域焼入れ処理を施し、さらに400〜600℃の温度に加熱して保持する焼戻し処理を施すことを特徴とする超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
Ｃeq＝［％Ｃ］＋（［％Mn］／６）＋｛（［％Ni］＋［％Cu］）／15｝
＋｛（［％Cr］＋［％Mo］＋［％Ｖ］）／５｝・・・(1)
Ｐcm＝［％Ｃ］＋（［％Si］／30）＋（［％Mn］／20）＋（［％Cu］／20）
＋（［％Ni］／60）＋（［％Cr］／20）＋（［％Mo］／15）
＋（［％Ｖ］／10）＋（５×［％Ｂ］）・・・(2)
ＡＣＲ＝｛［％Ca］−（0.18＋130×［％Ca］）×［％Ｏ］｝／（1.25×［％Ｓ］）
・・・(3)
前記鋼素材が、前記組成に加えて、質量％でREM：0.0010〜0.020％およびMg：0.0010〜0.0050％のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項２に記載の超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。