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JP2012184500A - 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents

溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】多層溶接部の低温靭性（ＣＴＯＤ特性）に優れた高張力鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．５〜１．９５％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１５〜０．０６％、Ｎｂ：０．０１１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、必要に応じて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉの１種または２種以上を含有し、Ｃｅｑ：０．４４以下、Ｔｉ／Ｎ＝１．５〜３．５、鋼中の硫化物形態と中心偏析度を制御するため特定元素からなるパラメータ式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、更に、鋼板の中心偏析部の硬さを規定した高張力鋼板。
【選択図】なし

Description

本発明は、船舶や海洋構造物、圧力容器、ペンストックなど鉄鋼構造物に用いられる高張力鋼板およびその製造方法に関し、特に、降伏応力（ＹＳ）が４２０ＭＰａ以上で、母材の強度・靭性に優れるだけでなく、小〜中入熱の多層溶接部の低温靭性（ＣＴＯＤ特性）にも優れる高張力鋼板とその製造方法に関するものである。
船舶や海洋構造物、圧力容器に用いられる鋼は溶接接合して、所望の形状の構造物として仕上げられる。そのため、これらの鋼には、構造物の安全性の観点から母材の強度が高く、靭性が優れていることはもちろんのこと、溶接継手部（溶接金属や熱影響部）の靭性に優れていることが要求される。
鋼の靭性の評価基準としては、従来、主にシャルピー衝撃試験による吸収エネルギーが用いられてきたが、近年では、より信頼性を高めるために、き裂開口変位試験（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ Ｔｅｓｔ、以降ＣＴＯＤ試験）が用いられることが多い。この試験は、靭性評価部に疲労予き裂を発生させた試験片を３点曲げし、破壊直前のき裂の口開き量（塑性変形量）を測定して脆性破壊の発生抵抗を評価するものである。
ＣＴＯＤ試験では疲労予き裂を用いるので極めて微小な領域が靭性評価部となり、局所脆化域が存在すると、シャルピー衝撃試験で良好な靭性が得られても、低い靭性を示す場合がある。
局所脆化域は、板厚が厚い鋼など多層盛溶接により複雑な熱履歴を受ける溶接熱影響部（以下、ＨＡＺとも称する）で、発生しやすく、ボンド部（溶接金属と母材の境界）やボンド部が２相域に再加熱される部分（１サイクル目の溶接で粗粒となり、後続の溶接パスによりフェライトとオーステナイトの２相域に加熱される領域、以下２相域再加熱部）が局所脆化域となる。
ボンド部は、融点直下の高温にさらされるため、オーステナイト粒が粗大化し、引き続く冷却により靭性の低い上部ベイナイト組織に変態しやすいことから、マトリクス自体の靭性が低い。また、ボンド部では、ウッドマンステッテン組織や島状マルテンサイト（ＭＡ）などの脆化組織が生成しやすく、靭性はさらに低下する。
溶接熱影響部の靭性を向上させるため、例えば鋼中にＴｉＮを微細分散させ、オーステナイト粒の粗大化を抑制したり、フェライト変態核として利用したりする技術が実用化されている。しかしながら、ボンド部においてはＴｉＮが溶解する温度域にまで加熱されることがあり、溶接部の低温靭性要求が厳しいほど、上述の作用効果が発揮されなくなる。
一方、特許文献１や特許文献２には、希土類元素（ＲＥＭ）をＴｉと共に複合添加して鋼中に微細粒子を分散させることにより、オーステナイトの粒成長を抑制し、溶接部靭性を向上させる技術が開示されている。
その他に、Ｔｉの酸化物を分散させる技術や、ＢＮのフェライト核生成能と酸化物分散を組み合わせる技術、さらにはＣａやＲＥＭを添加して硫化物の形態を制御することにより、靭性を高める技術も提案されている。
しかし、これらの技術は、比較的低強度で合金元素量の少ない鋼材が対象であるところ、より高強度で合金元素量の多い鋼材の場合はＨＡＺ組織がフェライトを含まない組織となるために、適用できない。
そのため、溶接熱影響部においてフェライトを生成しやすくする技術として、特許文献３には、主にＭｎの添加量を２％以上に高める技術が開示されている。しかし、連続鋳造材ではスラブの中心部にＭｎが偏析しやすく、母材のみならず溶接熱影響部でも中心偏析部は硬度を増し、破壊の起点となるため、母材およびＨＡＺ靭性の低下を引き起こす。
一方、２相域再加熱部は、２相域再加熱で、オーステナイトに逆変態した領域に炭素が濃化して、冷却中に島状マルテンサイトを含む脆弱なベイナイト組織が生成され、靭性が低下するため、鋼組成を低Ｃ、低Ｓｉ化し島状マルテンサイトの生成を抑制して靭性を向上し、Ｃｕを添加することにより母材強度を確保する技術が開示されている（例えば、特許文献４および５）。これらは、時効処理によるＣｕの析出で強度を高めるものであるが、多量のＣｕを添加するために熱間延性が低下し、生産性を阻害する。
特公平０３−０５３３６７号公報 特開昭６０−１８４６６３号公報 特開２００３−１４７４８４号公報 特開平０５−１８６８２３号公報 特開２００１−３３５８８４号公報
近年、船舶や海洋構造物、圧力容器、ペンストックなど、鉄鋼構造物においては、その大型化に伴い、鋼材に対してはいっそうの高強度化が要望されている。これら鉄鋼構造物に用いられる鋼材は、例えば、板厚が３５ｍｍ以上の厚肉材が多いので、降伏強度４２０ＭＰａ級やそれ以上の強度を確保するためには添加する合金元素を多くする鋼成分系が有利である。しかしながら、前述したように、ボンド部や２相域再加熱部の靭性向上は、合金元素量の多い高強度鋼材を対象に十分検討されているとは言難い。
そこで、本発明は、船舶や海洋構造物、圧力容器、ペンストックなど鉄鋼構造物に用いて好適な降伏応力（ＹＳ）が４２０ＭＰａ以上で、小〜中入熱による多層溶接部の溶接熱影響部の低温靭性（ＣＴＯＤ特性）に優れる高張力鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者等は、以下の技術思想に基づいて具体的な成分設計を行い、本発明を完成した。
１．ＣＴＯＤ特性は鋼板全厚の試験片で評価されるため、成分の濃化する中心偏析部が破壊の起点となる。従って、溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性を向上するため、鋼板の中心偏析として濃化しやすい元素を適正量に制御し、中心偏析部の硬化を抑制する。溶鋼が凝固する際に最終凝固部となるスラブの中心において、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｎｉ、Ｎｂが他の元素に比べて濃化度が高いため、これらの元素の添加量を中心偏析部硬さ指標により制御して中心偏析での硬さを抑制する。
２．溶接熱影響部の靭性を向上させるため、ＴｉＮを有効利用して溶接ボンド部近傍でオーステナイト粒の粗大化を抑制する。Ｔｉ／Ｎを適正量に制御することにより、鋼中にＴｉＮを均一微細分散できる。
３．硫化物の形態制御を目的として添加しているＣａの化合物（ＣａＳ）の晶出を溶接熱影響部の靭性向上に利用する。ＣａＳは、酸化物に比べて低温で晶出するため、均一に微細分散することができる。そして、ＣａＳの添加量および添加時の溶鋼中の溶存酸素量を適正範囲に制御することによって、ＣａＳ晶出後でも固溶Ｓが確保されるので、ＣａＳの表面上にＭｎＳが析出して複合硫化物を形成する。このＭｎＳの周囲には、Ｍｎの希薄帯が形成されるので、フェライト変態がより促進される。
すなわち本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．５〜１．９５％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１５〜０．０６％、Ｎｂ：０．０１１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％を含有し、（１）式で規定されるＣｅｑ：０．４４以下、Ｔｉ／Ｎ：１．５〜３．５、並びに、（２）式及び（３）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板の中心偏析部の硬さが（４）式を満足することを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／ ５・・・（１）
０＜｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］＜１ ・・・（２）
５．５［Ｃ］４／３＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋７．９［Ｎｂ］１／２＋０．５３［Ｍｏ］ ≦３．１０ ・・・（３）
ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）。
ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅ ≦ １．３５＋０．００６／［Ｃ］−ｔ／５００ ・・・・・（４）
ＨＶｍａｘは中心偏析部のビッカース硬さの最大値、ＨＶａｖｅは表裏面から板厚の１／４までと中心偏析部とを除く部分のビッカース硬さの平均値、［Ｃ］はＣ含有量（質量％）、ｔは鋼板の板厚（ｍｍ）。
２．鋼組成に、更に、質量％で、Ｃｒ：０．２０〜２％、Ｍｏ：０．１〜０．７％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．４９％以下、Ｎｉ：２％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、１に記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
３．１または２に記載の成分組成を有する鋼を１０５０〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、９５０℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜７０％となる熱間圧延を施し、その後、６００℃以下までを冷却速度１．０℃／ｓ以上で加速冷却することを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
４．更に、冷却停止後、４５０〜６５０℃に焼戻し処理を施すことを特徴とする３に記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
５．１または２に記載の高張力鋼板で、中心偏析部の各元素の濃度が（５）式を満たすことを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
Ｒｓ＝１２．５（Ｘ［Ｓｉ］＋Ｘ［Ｍｎ］＋Ｘ［Ｃｕ］＋Ｘ［Ｎｉ］）＋１．５Ｘ［Ｐ］＋１．８Ｘ［Ｎｂ］＜６４．３・・・（５）
ここで、Ｘ［Ｍ］は、ＥＰＭＡライン分析で得られる中心偏析部の元素Ｍの濃度と平均の元素Ｍの濃度との比、すなわち、（中心偏析部のＭ濃度）／（平均のＭ濃度）を表す。
６．５に記載の成分組成を有する鋼を１０５０〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、９５０℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜７０％となる熱間圧延を施し、その後、６００℃以下までを冷却速度１．０℃／ｓ以上で加速冷却することを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
７．更に、冷却停止後、４５０〜６５０℃に焼戻し処理を施すことを特徴とする６に記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
本発明によれば、海洋構造物など大型の鉄鋼構造物に用いて好適な降伏応力（ＹＳ）が４２０ＭＰａ以上で、小〜中入熱の多層溶接部の低温靭性、特にＣＴＯＤ特性に優れる高張力鋼板とその製造方法が得られ、産業上極めて有用である。
本発明では成分組成と板厚方向硬さ分布を規定する。
１．成分組成
成分組成の限定理由について説明する。説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは、高張力鋼板としての母材強度確保に必要な元素である。０．０３％未満では焼入性が低下し、強度確保のために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの焼入性向上元素の多量添加が必要となり、コスト高と、溶接性の低下とを招く。また、０．１２％を超える添加は溶接性を著しく低下させることに加え、溶接部靭性低下を招く。従って、Ｃ量は０．０３〜０．１２％の範囲とする。好ましくは、０．０５〜０．１０％である。
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％
Ｓｉは、脱酸元素として、また、母材強度を得るために添加する成分である。しかし、０．３０％を超える多量の添加は、溶接性の低下と溶接継手靭性の低下を招くので、Ｓｉ量は０．０１〜０．３０％とする必要がある。好ましくは、０．２０％以下である。
Ｍｎ：０．５〜１．９５％
Ｍｎは母材強度および溶接継手強度を確保するため、０．５％以上添加する。しかし、１．９５％を超える添加は、溶接性を低下させ、焼入性が過剰となり、母材靭性および溶接継手靭性を低下させるため、０．５〜１．９５％の範囲とする。
Ｐ：０．００８％以下
不純物元素であるＰは、母材靭性および溶接部靭性を低下させ、特に溶接部において含有量が０．００８％を超えると靭性が著しく低下するので、０．００８％以下とする。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、不可避的に混入する不純物で、０．００５％を超えて含有すると母材および溶接部靭性を低下させるため、０．００５％以下とする。好ましくは、０．００３５％以下である。
Ａｌ：０．０１５〜０．０６％
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために添加される元素であり、０．０１５％以上含有させる必要がある。一方、０．０６％を超えて添加すると母材および溶接部靭性を低下させるとともに、溶接による希釈によって溶接金属部に混入し、靭性を低下させるので、０．０６％以下に制限する。好ましくは、０．０５％以下である。なお、本発明においてＡｌ量は、酸可溶性Ａｌ（Ｓｏｌ．Ａｌなどとも称される）で規定するものとする。
Ｎｂ：０．０１１〜０．０５％
Ｎｂは、オーステナイトの低温域で未再結晶域を形成するので、その温度域で圧延を施すことにより、母材の組織微細化、高靭化を図ることができる。また、圧延・冷却後の空冷またはその後の焼戻処理により析出強化が得られる。上記効果を得るためには０．０１１％以上含有する必要がある。しかし、０．０５％を超えて含有すると靭性を劣化させるので上限は０．０５％、好ましくは０．０４％とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
Ｔｉは、溶鋼が凝固する際にＴｉＮとなって析出し、溶接部におけるオーステナイトの粗大化を抑制し、溶接部の靭性向上に寄与する。しかし、０．００５％未満の含有ではその効果が小さく、一方、０．０２％を超えて含有すると、ＴｉＮが粗大化し、母材や溶接部靭性改善効果が得られないため、０．００５〜０．０２％とする。
Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｎは、Ａｌと反応して析出物を形成することで、結晶粒を微細化し、母材靭性を向上させる。また、溶接部の組織の粗大化を抑制するＴｉＮを形成させるために必要な元素である。これらの作用を発揮するには、Ｎを０．００１％以上含有することが必要である。一方、０．００６％を超えて添加すると固溶Ｎが母材や溶接部の靭性を著しく低下させることから、上限を０．００６％とする。
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％
Ｃａは、Ｓを固定することによって靭性を向上する元素である。この効果を得るためには、少なくとも０．０００５％の添加が必要である。しかし、０．００３％を超えて含有してもその効果は飽和するため、０．０００５〜０．００３％の範囲で添加する。
Ｃｅｑ：０．４４以下
（１）式で規定されるＣｅｑが０．４４を超えると溶接性や溶接部靭性が低下するため、０．４４以下とする。好ましくは、０．４２以下である。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／ ５・・・（１）
ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）。なお、含有しない元素は０とする。
Ｔｉ／Ｎ：１．５〜３．５
Ｔｉ／Ｎが１．５未満では生成するＴｉＮ量が減少し、ＴｉＮとならない固溶Ｎが溶接部靭性を低下させる。また、Ｔｉ／Ｎが３．５を超えると、ＴｉＮが粗大化し、溶接部靭性を低下させる。従って、Ｔｉ／Ｎの範囲は１．５〜３．５、好ましくは、１．８〜３．２とする。Ｔｉ／Ｎにおいて各元素は含有量（質量％）とする。
０＜｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］＜１ ・・・（２）
｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］は、硫化物形態制御に有効なＣａとＳの原子濃度の比を示す値で、ＡＣＲ値とも称される。この値により硫化物の形態を推定することができ、高温でも溶解しないフェライト変態生成核ＣａＳを微細分散させるために規定する。式において［Ｃａ］、［Ｓ］、［Ｏ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
ＡＣＲ値が０以下の場合、ＣａＳが晶出しない。そのため、Ｓは、ＭｎＳ単独の形態で析出するので、溶接熱影響部でのフェライト生成核が得られない。また、単独で析出したＭｎＳは、圧延時に伸長されて、母材の靭性低下を引き起こす。
一方、ＡＣＲ値が１以上の場合には、Ｓが完全にＣａによって固定され、フェライト生成核として働くＭｎＳがＣａＳ上に析出しなくなるため、複合硫化物がフェライト生成核の微細分散を実現することができなくなるので、靭性向上効果が得られない。
ＡＣＲ値が０超え、１未満の場合には、ＣａＳ上にＭｎＳが析出して複合硫化物を形成し、フェライト生成核として有効に機能することができる。なお、ＡＣＲ値は、好ましくは０．２から０．８の範囲である。
５．５［Ｃ］４／３＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋７．９［Ｎｂ］１／２＋０．５３［Ｍｏ］ ≦３．１０ ・・・（３）
但し、[Ｍ]は元素Ｍの含有量（質量％）
（３）式の左辺の値は、中心偏析に濃化しやすい成分で構成される中心偏析部硬さ指標であり、以下の説明ではＣｅｑ＊値と称する。ＣＴＯＤ試験は鋼板全厚での試験のため、試験片は中心偏析を含み、中心偏析での成分濃化が顕著な場合、溶接熱影響部に硬化域が生成するので良好な値が得られない。Ｃｅｑ＊値を適正範囲に制御することにより、中心偏析部における過度の硬度上昇を抑制でき、板厚が厚い鋼材の溶接部においても優れたＣＴＯＤ特性が得られる。Ｃｅｑ＊値の適正範囲は、実験的に求められたものであり、Ｃｅｑ＊値が３．１０を超えるとＣＴＯＤ特性が低下するので３．１０以下とする。好ましくは２．９０以下である。
以上が本発明の基本成分組成であるが、更に特性を向上させる場合、Ｃｒ：０．２０〜２％、Ｍｏ：０．１〜０．７％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．４９％以下、Ｎｉ：２％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することができる。
Ｃｒ：０．２０〜２％
Ｃｒは、母材を高強度化するのに有効な元素であり、この効果を発揮するには０．２０％以上を含有することが好ましい。しかし、過剰に含有すると靭性に悪影響を与えるので、含有する場合は０．２０〜２％が好ましく、０．２０〜１．５％であることがさらに好ましい。
Ｍｏ：０．１〜０．７％
Ｍｏは、母材を高強度化するのに有効な元素であり、この効果を発揮するには０．１％以上を含有することが好ましい。しかし、過剰に含有すると靭性に悪影響を与えるので、含有する場合は０．１〜０．７％が好ましく、０．１〜０．６％であることがさらに好ましい。
Ｖ：０．００５〜０．１％
Ｖは、０．００５％以上の含有で母材の強度と靭性の向上に有効な元素であるが、含有量が０．１％を超えると靭性低下を招くので、含有する場合は０．００５〜０．１％であることが好ましい。
Ｃｕ：０．４９％以下
Ｃｕは、鋼の強度向上の効果を有する元素であるが、０．４９％を超えて含有すると、熱間脆性を引き起こして鋼板の表面性状劣化させるため、含有する場合は０．４９％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ：２％以下
Ｎｉは、鋼の強度と靭性の向上に有効な元素であり、溶接部靭性の向上にも有効であるが、高価な元素で、過度の添加は熱間延性を低下させて鋳造時にスラブの表面にキズが発生しやすくなるので、含有する場合は上限を２％とすることが好ましい。
２．硬さ分布
ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅ≦１．３５＋０．００６／［Ｃ］−ｔ／５００ ・・・（４）
ＨＶｍａｘは中心偏析部のビッカース硬さの最大値、ＨＶａｖｅは表裏面から板厚の１／４までと中心偏析部とを除く部分のビッカース硬さの平均値、［Ｃ］はＣ含有量（質量％）、ｔは板厚（ｍｍ）を示す。ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅは中心偏析部の硬さを表す無次元パラメータで、その値が１．３５＋０．００６／［Ｃ］−ｔ／５００で求まる値より高くなるとＣＴＯＤ値が低下するため、１．３５＋０．００６／［Ｃ］−ｔ／５００以下とする。望ましくは、１．２５＋０．００６／［Ｃ］−ｔ／５００以下とする。
ＨＶｍａｘは中心偏析部の硬さで、板厚方向に、中心偏析部を含む（板厚／４０）ｍｍの範囲をビッカース硬さ試験機（荷重１０ｋｇｆ）で板厚方向に０．２５ｍｍ間隔となるように測定し、得られた測定値の中の最大値とする。また、ＨＶａｖｅは硬さの平均値で、表面から板厚の１／４の位置と、裏面から板厚の１／４の位置との間で中心偏析部を除く範囲を、ビッカース硬さ試験機の荷重１０ｋｇｆで板厚方向に一定間隔（たとえば１〜２ｍｍ）で測定した値の平均値とする。
３． Ｒｓ（＝１２．５（Ｘ［Ｓｉ］＋Ｘ［Ｍｎ］＋Ｘ［Ｃｕ］＋Ｘ［Ｎｉ］）＋１．５Ｘ［Ｐ］＋１．８Ｘ［Ｎｂ］）＜６４．３・・・（５）
但し、Ｘ［Ｍ］は（中心偏析部のＭ濃度）／（平均のＭ濃度）でＭは添加合金元素の種類
Ｒｓは、発明者等が提案する鋼板の中心偏析の度合いを表す式であり、Ｒｓ値が大きいほど、鋼板の中心偏析度は大きくなることを示している。Ｒｓ値は６４．３以上になるとＣＴＯＤ特性が著しく低下するため、６４．３未満、好ましくは、６２．３以下とする。Ｒｓ値は小さいほど、偏析の悪影響が小さくなることを示しており、ＣＴＯＤ特性はＲｓが小さいほど良好な傾向があるため、Ｒｓ値の下限値は特には設定しない。
（中心偏析部のＭ濃度）／（平均のＭ濃度）を表すＸ［Ｍ］は、以下の方法で求めた。代表位置の中心偏析を含む５００μm×５００μmの領域にて、ＭｎのＥＰＭＡ面分析をビーム径２μm、２μmピッチ、１点あたり０．０７秒の条件で３視野実施する。その中でＭｎ濃度の高い５箇所について、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂの板厚方向のＥＰＭＡ線分析をビーム径５μm、５μmピッチ、１点あたり１０秒の条件で実施し、各測定ラインの最大値の平均値を偏析部の濃度とし各成分の分析値で除した値を（中心偏析部のＭ濃度）／（平均のＭ濃度）を表すＸ［Ｍ］とした。
なお、ＣＴＯＤ特性は、ノッチ底部の全体の脆化度（中心偏析による硬化）の他にノッチ底部の微小領域の脆化度に影響を受けることが知られている。ノッチ底部の微小な脆化領域によってＣＴＯＤ値は低下するので、厳しい評価（低温での試験など）を行う場合には、微小な脆化領域の存在が大きな影響を与えるようになる。本発明に係る溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板では、（３）式によって中心偏析の偏析の度合いを規定し、更に中心偏析の微小領域における硬さや合金元素の分布を（４）式、（５）式によって規定する。
本発明鋼は以下に説明する製造方法で製造することが好ましい。
本発明範囲内の成分組成に調整した溶鋼を転炉、電気炉、真空溶解炉などを用いた通常の方法で溶製し、次いで、連続鋳造の工程を経てスラブとした後、熱間圧延により所望の板厚とし、その後冷却し、焼戻し処理を施す。熱間圧延ではスラブ加熱温度、圧下率を規定する。
なお、本発明において、特に記載しない限り、鋼板の温度条件は、鋼板の板厚中心部の温度で規定するものとする。板厚中心部の温度は、板厚、表面温度および冷却条件などから、シミュレーション計算などにより求められる。たとえば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚中心部の温度を求めることができる。
スラブ加熱温度：１０５０〜１２００℃
スラブ加熱温度は、スラブに存在する鋳造欠陥を熱間圧延によって着実に圧着させるため１０５０℃以上とする。１２００℃を超える温度に加熱すると凝固時に析出したＴｉＮが粗大化し、母材や溶接部の靭性が低下するため、加熱温度の上限を１２００℃とする。
９５０℃以上の温度域における熱間圧延の累積圧下率：３０％以上
オーステナイト粒を再結晶により微細なミクロ組織とするため累積圧下率を３０％以上とする。３０％未満では、加熱時に生成した異常粗大粒が残存して、母材の靭性に悪影響を及ぼす。
９５０℃未満の温度域における熱間圧延の累積圧下率：３０〜７０％
この温度域で圧延されたオーステナイト粒は十分に再結晶しないため、圧延後のオーステナイト粒は偏平に変形したままで、内部に変形帯などの欠陥を多量に含む内部歪の高い状態となる。これらは、フェライト変態の駆動力として働き、フェライト変態を促進する。
しかし、累積圧下率が３０％未満では、内部歪による内部エネルギーの蓄積が十分でないためフェライト変態が起こりにくく母材靭性が低下する。一方、累積圧下率が７０％を超えると、逆にポリゴナルフェライトの生成が促進されて、高強度と高靭性が両立しない。
６００℃以下まで冷却速度１．０℃／ｓ以上
熱間圧延後、冷却速度１．０℃／ｓ以上で６００℃以下まで加速冷却する。冷却速度が１℃／ｓ未満では十分な母材の強度が得られない。また、６００℃より高い温度で冷却を停止するとフェライト＋パーライトや上部ベイナイトなどの組織の分率が高くなり、高強度と高靭性が両立しない。なお、加速冷却後に焼戻しを実施する場合には、加速冷却の停止温度の下限は特に限定されるものではない。一方、後工程で焼戻しを実施しない場合には、加速冷却の停止温度を３５０℃以上とすることが好ましい。
焼戻し温度：４５０℃〜６５０℃
４５０℃未満の焼戻し温度では十分な焼戻しの効果が得られず、一方、６５０℃を超える温度で焼戻しを行うと、炭窒化物が粗大に析出し、靭性が低下するため、また、強度の低下を引き起こすこともあるため、好ましくない。また、焼戻しは誘導加熱により行うことにより焼戻し時の炭化物の粗大化が抑制されるためより好ましい。その場合は、差分法などのシミュレーションによって計算される鋼板の中心温度が４５０℃〜６５０℃となるようにする。
本発明鋼は、溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、更に、高温でも溶解しないフェライト変態生成核を微細に分散させることで、溶接熱影響部の組織を微細化するので、高い靭性が得られる。また、多層溶接時の熱サイクルにより２相域に再加熱される領域においても、最初の溶接による溶接熱影響部の組織が微細化されているので２相域再加熱領域で未変態領域の靭性が向上し、再変態するオーステナイト粒も微細化し、靭性の低下度合いを小さくすることが可能である。
表１に示した成分組成を有する鋼記号Ａ〜Ｗの連続鋳造スラブを素材とした後、熱間圧延と熱処理を行い、厚さが５０ｍｍ〜１００ｍｍの厚鋼板を製造した。母材の評価方法として、引張試験は鋼板の板厚の１／２位置より試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と垂直になるようにＪＩＳ４号試験片を採取し、降伏応力（ＹＳ）および引張強さ（ＴＳ）を測定した。
また、シャルピー衝撃試験は、鋼板の板厚の１／２位置より試験片の長手方向が鋼板の圧延方向と垂直になるようにＪＩＳ Ｖノッチ試験片を採取し、−４０℃における吸収エネルギーｖＥ−４０℃を測定した。ＹＳ≧４２０ＭＰａ、ＴＳ≧５２０ＭＰａおよびｖＥ−４０℃≧２００Ｊの全てを満たすものを母材特性が良好と評価した。
溶接部靭性の評価は、Ｋ型開先を用いて、溶接入熱４５〜５０ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接による多層盛溶接継手を作製し、鋼板の板厚の１／４位置のストレート側の溶接ボンド部をシャルピー衝撃試験のノッチ位置として、−４０℃の温度における吸収エネルギーｖＥ−４０℃を測定した。そして、３本の平均がｖＥ−４０℃≧２００Ｊを満足するものを溶接部継手靭性が良好と判断した。
また、ストレート側の溶接ボンド部を三点曲げＣＴＯＤ試験片のノッチ位置として、−１０℃におけるＣＴＯＤ値であるδ−１０℃を測定し、試験数量３本のうちＣＴＯＤ値（δ−１０℃）の最小値が０．３５ｍｍ以上である場合を、溶接継手のＣＴＯＤ特性が良好と判断した。
表２に熱間圧延条件、熱処理条件と共に母材特性及び上記溶接部のシャルピー衝撃試験結果とＣＴＯＤ試験結果を示す。
鋼Ａ〜Ｇは発明例で、鋼Ｈ〜Ｗは成分組成のいずれかが本発明範囲外の比較例である。実施例１〜５、８、１１〜１３、１５、１６は、いずれもＲｓ＜６４．３を満足しており、目標を満足する継手ＣＴＯＤ特性が得られている。
実施例６、７は製造条件が本発明の範囲外であり、目標の母材靭性が得られていない。実施例９、１０は焼戻し条件が本発明の範囲外であるため、強度が低く、靭性も低い。実施例１４は圧延後の冷却速度が本発明の範囲より小さいために母材の強度が低い。実施例１９、２２、２５は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂの含有量が本発明範囲より少ないために母材の強度が低い。
実施例２０、２１は、式（２）：０＜｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］＜１を満足しないために、溶接部の靭性が低い。実施例２３はＳの範囲が本発明の範囲を超えているため、母材および溶接部の靭性が低い。実施例２４はＣの範囲が本発明の範囲を超えているため、溶接部の靭性が低い。実施例１７、１８、２６〜３２は本発明の成分範囲外であり、溶接部靭性が低い。
Figure 2012184500
Figure 2012184500

Claims (7)

  1. 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．５〜１．９５％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１５〜０．０６％、Ｎｂ：０．０１１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％を含有し、（１）式で規定されるＣｅｑ：０．４４以下、Ｔｉ／Ｎ：１．５〜３．５、並びに、（２）式及び（３）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板の中心偏析部の硬さが（４）式を満足することを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
    Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／ ５・・・（１）
    ０＜｛［Ｃａ］−（０．１８＋１３０×［Ｃａ］）×［Ｏ］｝／１．２５／［Ｓ］＜１ ・・・（２）
    ５．５［Ｃ］４／３＋１５［Ｐ］＋０．９０［Ｍｎ］＋０．１２［Ｎｉ］＋７．９［Ｎｂ］１／２＋０．５３［Ｍｏ］ ≦３．１０ ・・・（３）
    ここで、［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）。
    ＨＶｍａｘ／ＨＶａｖｅ ≦ １．３５＋０．００６／［Ｃ］−ｔ／５００ ・・・・・（４）
    ＨＶｍａｘは中心偏析部のビッカース硬さの最大値、ＨＶａｖｅは表裏面から板厚の１／４までと中心偏析部とを除く部分のビッカース硬さの平均値、［Ｃ］はＣ含有量（質量％）、ｔは鋼板の板厚（ｍｍ）。
  2. 鋼組成に、更に、質量％で、Ｃｒ：０．２０〜２％、Ｍｏ：０．１〜０．７％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．４９％以下、Ｎｉ：２％以下の中から選ばれる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に記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
  3. 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼を１０５０〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、９５０℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜７０％となる熱間圧延を施し、その後、６００℃以下までを冷却速度１．０℃／ｓ以上で加速冷却することを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
  4. 更に、冷却停止後、４５０〜６５０℃に焼戻し処理を施すことを特徴とする請求項３に記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
  5. 請求項１または２に記載の高張力鋼板で、中心偏析部の各元素の濃度が（５）式を満たすことを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板。
    Ｒｓ＝１２．５（Ｘ［Ｓｉ］＋Ｘ［Ｍｎ］＋Ｘ［Ｃｕ］＋Ｘ［Ｎｉ］）＋１．５Ｘ［Ｐ］＋１．８Ｘ［Ｎｂ］＜６４．３・・・（５）
    ここで、Ｘ［Ｍ］は、ＥＰＭＡライン分析で得られる中心偏析部の元素Ｍの濃度と平均の元素Ｍの濃度との比、すなわち、（中心偏析部のＭ濃度）／（平均のＭ濃度）を表す。
  6. 請求項５に記載の成分組成を有する鋼を１０５０〜１２００℃に加熱後、９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％以上、９５０℃未満の温度域における累積圧下率が３０〜７０％となる熱間圧延を施し、その後、６００℃以下までを冷却速度１．０℃／ｓ以上で加速冷却することを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
  7. 更に、冷却停止後、４５０〜６５０℃に焼戻し処理を施すことを特徴とする請求項６に記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
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