JP3599556B2

JP3599556B2 - 母材および大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた高張力鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP3599556B2
Application number: JP3334498A
Authority: JP
Inventors: 光明柴田; 重雄岡野; 孝道浜中
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1998-02-16
Filing date: 1998-02-16
Publication date: 2004-12-08
Anticipated expiration: 2018-02-16
Also published as: JPH11229078A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、雰囲気温度または環境温度が０℃となる様な寒冷条件に曝されることのある橋梁、船舶等の溶接構造物の重要強度部材を対象として、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ^２以上、引張強さが５７０Ｎ／ｍｍ^２以上で、さらに母材におけるｖＥ_−４０（平均）４６Ｊ以上、ｖＥ_−４０（最小）３２以上を満足し、且つ１０〜５０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接を行った際のボンドを含む熱影響部（以下、ＨＡＺと称す）においてｖＥ_−４０（平均）が４７Ｊ以上を保証する高張力鋼板及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年各種構造物は大型化し、なかでもコンテナ船の大型化は著しく、同船殻の強度部材としては、降伏強度３５５Ｎ／ｍｍ^２級、更には３９０Ｎ／ｍｍ^２へと次第に高強度鋼が適用される様になっている。他方積荷個数は更なる増加傾向にあり、積荷空間を更に拡大するため、重要強度部材として、より高い降伏強度、例えば４６０Ｎ／ｍｍ^２級の厚肉（例えば５０〜７０ｍｍ）のＨＴ（ハイテン）５７０級の鋼材を用いることが要望されている。
【０００３】
また上記鋼材は、船殻の中でもシャーストレーキや上甲板上に付置されるハッチコーミング等に用いられるが、上記構造物の溶接施工には従来立向姿勢の多層ＣＯ_２溶接が適用されていた。このような現状に対して、溶接施工の高能率化および建造コスト低減を追究する観点から、最近では１パスの簡易エレクトロガスアーク溶接（ＳＥＧＡＲＣ）が採用されるようになっている。
【０００４】
そのため、同部材に適用される鋼材には、降伏強度の向上のみならず、１０〜５０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接のＨＡＺにおいてもｖＥ_−４０（平均）４７Ｊ以上の高靱性を確保することが要望されている。
【０００５】
上記大型コンテナ船用鋼材に関する従来技術としては、これ迄の最大強度鋼材であるＥＨ４０（ロイド船級）にも適用可能な特開昭６２−１４９８１２記載の発明が知られている。当該発明はＮｂ−Ｔｉを基本添加成分とし、ＴｉＮを粒内フェライトの核生成サイトとして利用することを骨子とするものであり、母材降伏強度を３９０Ｎ／ｍｍ^２級、１５ｋＪ／ｍｍの再現ＨＡＺでｖＴｒｓ−２０℃以下を２０〜３０ｍｍ厚で具現させることを特徴としたものである。
【０００６】
また、特開平９−１０４９４９記載の発明は、ＳＭ４９０クラスを主対象としており、Ｔｉ、Ｂ、Ｎの量的制約で所定のＴｉＮ、ＢＮを析出させることにより５０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接ＨＡＺでｖＥ_−２０３９Ｊ以上を具現させるものである。
【０００７】
これらの発明の具体的製造方法は、オーステナイト（γ）未再結晶域の低温側で圧延を仕上げることを主体とする制御圧延と、その後の制御冷却を基本としたものである。
【０００８】
しかしながら本発明の主眼とする大入熱溶接用の降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ^２級厚肉ＨＴ５７０に対しては、上記両公知発明をもってしても強度不足となる。即ち仮令、これらの鋼種における圧延仕上温度を、γ未再結晶域内で、しかもより高温側に制御したとしても、これによって若干の強度上昇が図れるに止まり、要求強度を満足するには到らない。また、−４０℃における母材靱性も延性−脆性遷移領域に入って吸収エネルギーのばらつきが極めて大きくなり、ｖＥ_−４０（平均）４６Ｊ以上且つ、ｖＥ_−４０（最小）３２Ｊ以上という要求母材靱性を満足できないという問題があった。
【０００９】
また大入熱溶接ＨＡＺ靱性についても、降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ^２級鋼に要求されるｖＥ_−４０（平均）４７Ｊ以上を保証し得るものではない。
【００１０】
一方、ハイテン５７０級鋼板は、橋梁や貯蔵タンク等で一応実用化されてはいるが、要求強度を得るためには厚肉ではＣｅｑ（ＪＩＳ）で０．３９％［Ｃｅｑ（ＩＩＷ）≒０．３８％］以上の炭素当量が必要となり、この様な高い炭素量では、大入熱溶接を施すとＨＡＺ靱性が著しく低位になる。そのため、最低使用環境温度が０℃のものでも構造設計上要求されるＨＡＺ靱性を保証させるという観点から、入熱量を約６ｋＪ／ｍｍ以下に抑制するという制限が設けられているのが現状である。
【００１１】
これらに対して、実用化されている大入熱対策鋼としては、製鉄研究第３２６号（１９８７）Ｐ．４５、及び新日鉄技報第３４８号（１９９３）Ｐ．３に開示された低温用鋼板がある。本鋼はＴｉ−Ｂ処理とＴＭＣＰを活用することによって、降伏点３２５、３６５Ｎ／ｍｍ^２級を達成したものである。本鋼のポイントは、溶接熱の影響により加熱されて固溶したＢが、その後冷却される過程でＢ化合物として析出すると共に、この析出が鋼中に分散しているＴｉＮ析出物上に現れてこれをフェライト核生成サイトとして活用するというものである。
【００１２】
一方、Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報ＶＯＬ．２９（１９７９）、Ｎｏ．４、Ｐ．９に開示される再加熱焼入れ−焼戻し型の低Ｃ−Ｂ系ハイテン５７０級鋼は、低Ｃ領域における固溶Ｂの焼入性を利用してＰＣＭ（溶接割れ感受性指数）を低減したものである。本鋼では、Ｂは母材強度向上の為に添加するものであり、本鋼に大入熱溶接を施すとＨＡＺが著しく脆化するものであった。
【００１３】
上述の様に、従来技術ではＢは析出ＢＮとして、あるいは固溶Ｂとしての単独の効果を利用したものであり、結果として、ハイテン５７０級鋼として、厚肉で降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ^２以上と−４０℃での母材靱性に加えて、１０〜５０ｋＪ／ｍｍもの大入熱溶接のＨＡＺでｖＥ_−４０（平均）４７Ｊ以上という高靱性を保証し得るものは全く知られていなかった。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記要求に応えて、最低使用温度を０℃とする造船や橋梁等の溶接構造の重要部材を対象として降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ^３以上、引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２以上でｖＥ_−４０（平均）４６Ｊ以上、ｖＥ_−４０（最小）３２Ｊ以上の靱性を有するとともに、ハイテン５７０級としての従来の入熱量を上回る１０〜５０ｋＪ／ｍｍもの大入熱溶接に対してボンドを含むＨＡＺでｖＥ_−４０（平均）４７Ｊ以上の靱性を具備する引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級高張力鋼板を提供しようとするものである。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
具体的に述べれば、本発明者等は（ｉ）まず母材について、４６０Ｎ／ｍｍ^２以上の降伏強度と−４０℃での靱性を確保し、（ｉｉ）一方溶接部については、−４０℃での大入熱ＨＡＺ靱性を具備させるという観点から、引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級鋼板の化学組成および製造条件について鋭意研究を行った。
【００１６】
一般的には、母材の高強度化にはＣｅｑの増加が、またＨＡＺの高靱性化にはＣｅｑの低減が夫々必要であり、この両者を両立させることは容易でない。そこで種々検討した結果、（ｉ）母材に関しては、固溶Ｎｂによる変態強化効果と固溶Ｂによる焼入性向上効果の両者を積極的に活用することでＣｅｑを低減すること、（ｉｉ）溶接部における大入熱ＨＡＺ靱性に対しては、有害な粒界フェライトやフェライトサイドプレートの生成抑制とフリーＮの低減を狙うという観点からＴｉ、Ｂ、Ｎｂの量バランスを適正化すると共に、母材のＣｅｑ低減による相乗効果とを期待して高靱性化させること、（ｉｉｉ）Ｎｂ、Ｂの添加による逆効果として島状マルテンサイトの生成、Ｎｂ炭窒化物の析出による母材靱性の劣化が問題となり得る点については、再結晶域圧延に引き続いてＤＱ（直接焼戻し）を行うことによって、変態過程でのＣ分配が均一なベイナイト組織を形成すること、及び不溶Ｎｂ量の規制によって高靱性化できること、を利用すれば解決し得ることを見い出した。こあれらの知見の下、従来技術の延長線上では成し得なかった上述の要求特性を全て満足することができ、ここに本発明を完成するに到った。
【００１７】
本発明の基本構成を述べれば、
Ｃ：０．０５〜０．１０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
全Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％
不溶Ｎｂ：全Ｎｂ量×０．８以下に抑え、
Ｎ：以下の式を満足する量
−０．００４≦Ｘ≦０
（Ｘ＝Ｎ−０．２９３×Ｔｉ−１．２９６×Ｂ−０．１５１×Ｎｂ）
を夫々満足する他、以下の条件式を満足し、
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）が０．３０〜０．３８％である
［Ｃｅｑ（ＩＩＷ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５］
更に擬ポリゴナイルフェライト（αｑ）を面積分率で５％以下とした均質なベイナイト組織を有することによって、母材および大入熱ＨＡＺの靱性に優れた降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ^２級高張力鋼板が提供されることとなったのである。
【００１８】
上記降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ^２級高張力鋼板の化学成分については、更にＳｉ：０．５％以下（好ましくは０．０５％以上）、Ｍｎ：１．８％以下（好ましくは０．５％以上）、Ａｌ：０．０６％以下（好ましくは０．００５％以上）の各元素を含有することができ、更に以下述べるような選択元素を含有することができる。
【００１９】
第１の群としては、Ｃａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下よりなる群から選択される１種以上の元素が示され、
第２の群としては、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｖ：０．１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素が示される。
【００２０】
上記した本発明の高張力鋼板を製造する方法については特に制限されるものではないが、本発明者らは、最も好ましい方法として次の２つの方法を提供する。
【００２１】
第１の方法は、上記化学組成要件を満足する鋼スラブを、当該スラブに含有されるＮｂ及びＢが完全に固溶する温度以上に再加熱して熱間圧延し、オーステナイト再結晶温度域で熱間圧延を完了させた後、そのまま直接焼入れすることを要旨とする方法であり、
第２の方法は、該第１の方法における直接焼入れの後、６７５℃以下の温度で焼戻しすることを要旨とする方法である。
【００２２】
これらの方法によって、４６０Ｎ／ｍｍ^２以上の降伏強度を有し、且つ母材および大入熱溶接のボンド部を含むＨＡＺにおいて、試験温度−４０℃で高位の靱性を有する引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級の厚肉鋼板が比較的簡単に製造される。
【００２３】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明の特徴とする母材の高強度かつ高靱性、並びに大入熱ＨＡＺ靱性を達成する為の化学組成、ミクロ組織および製造条件のそれぞれについて説明する。
【００２４】
本発明者らは、表１に示す化学組成の鋼を常法で溶製し、連続鋳造法でスラブを作製し、このスラブを表２に示す製造条件で圧延して５５〜７０ｍｍの厚板に仕上げ、そのまま直接焼入れ（ＤＱ）したものおよびその後焼戻し（Ｔ）したものを作製した。
【００２５】
これらの鋼板を用い、（検討−１）では母材の機械特性、ミクロ組織および不溶Ｎｂ量の調査を、（検討−２）では大入熱溶接ＨＡＺ靱性およびミクロ組織の調査を行った。
【００２６】
（検討−１）
本発明者らは大入熱ＨＡＺ靱性の確保にはＣｅｑの低減が有効と考えた。そこで、低Ｃｅｑで４６０Ｎ／ｍｍ^２級のハイテン６０キロ鋼を厚物で得る方策として、固溶Ｎｂによる変態強化、及び固溶Ｂによる焼入性向上効果の活用を指向した。
【００２７】
図１は、Ｎｂ−Ｔｉ，Ｔｉ−Ｂ，Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ系の各化学組成を有する板厚５５ｍｍ厚材について、強度並びに靭性に及ぼすＣｅｑ（ＩＩＷ）の影響を調べた結果を示すグラフである。製造条件は各鋼種とも一定とし、具体的には、スラブを１１５０℃で加熱した後、９５０℃で圧延を仕上げ、その後直接焼入れおよび焼戻し（５５０℃）を行った。
【００２８】
図１によれば、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ系鋼が最も高強度であり、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）値０．３０％以上の要件さえ満足できれば、所望強度を達成でき、Ｎｂ−Ｔｉ系、Ｔｉ−Ｂ系鋼に比べて大幅な低Ｃｅｑ化が図れる。
【００２９】
図２はＣｅｑ（ＩＩＷ）値０．３１％のＮｂ−Ｔｉ−Ｂ系について、強度、靱性、ミクロ組織、不溶Ｎｂ量の分率におよぼすスラブ再加熱温度の影響を調べた結果を示す。これより、スラブ加熱温度が下がると靱性が劣化し、ばらつきも大きくなることが分かった。この結果は、擬ポリゴナイルフェライト（αｑ）が増加すること、及び不溶Ｎｂ分率が増えることによって、靱性の劣化及び不安定化が招来されることを意味するものと考えられる。
【００３０】
これらの結果を総合すれば、母材の強度、靱性を安定確保するには、厚板圧延に当ってのスラブの再加熱温度を、鋼中Ｎｂ及びＢが、いずれも完全に固溶する温度以上とすることが第一義的に重要であることが分かる。
【００３１】
図３はＣｅｑ（ＩＩＷ）値０．３１％のＮｂ−Ｔｉ−Ｂ系鋼について、強度、靱性、ミクロ組織、不溶Ｎｂ量の分率におよぼす圧延仕上温度の影響を調べた結果を示す。従来技術（γ未再結晶域の８１０℃で圧延仕上りとする）では、要求靱性は満足できても要求強度は満足できない。他方γ未再結晶域での圧延仕上り温度を高温化すると強度は上昇しても、シャルピー吸収エネルギーの平均値が低位になると共に個々の値のばらつきも大きくなり、要求靱性を安定確保できなかった。即ち強度と靱性の両方を満足することは困難なことと考えられた。しかしながら本発明者らの研究によれば、圧延仕上温度がγ再結晶域に入ると、シャルピー吸収エネルギーの平均値が再び上昇すると共にばらつきも縮小し、０．３１％という低Ｃｅｑでも強度、靱性を両立して達成できることを見い出した。
【００３２】
これらの事実をミクロ組織の観点から解析すると、スラブ再加熱温度および圧延仕上温度の上昇に伴い、αｑが減少し、ベイナイト単相組織へと変化することと対応している。一方スラブ再加熱温度および圧延仕上温度が低いと焼入性が下がり、αｑが生成する様になると共に、その生成場所の近傍に島状マルテンサイトあるいは焼戻しによって島状マルテンサイトの一部が分解する過程で高Ｃ濃縮部が生成し、これらの結果として、靱性が劣化するに至ったものと考えられる。
【００３３】
この変態強化を最大限に発揮するためには、ＤＱプロセスの活用と合わせて、固溶Ｂによる焼入性向上および固溶Ｎｂによる変態強化の各効果を重ね合わせることが有効である。すなわち、Ｂ、Ｎｂが完全に固溶する温度にスラブを再加熱することおよび圧延仕上温度を該鋼種のγ再結晶温度域に設定することで、焼入性向上効果の発現に寄与する固溶Ｂ量（約３ｐｐｍ以上）を確保できると共に、変態強化に寄与せず、靱性に対しても悪影響を及ぼすＮｂ炭窒化物の析出を低位に抑えることができる。
【００３４】
図４はＣｅｑ（ＩＩＷ）値０．３１％のＮｂ−Ｔｉ−Ｂ系鋼について、その強度、靱性、不溶Ｎｂ量の分率に及ぼすＤＱ後の焼戻温度の影響を調べた結果を示す。
【００３５】
前述の知見から圧延仕上温度をγ再結晶域の９５０℃に設定した場合、低Ｃｅｑ材ではＤＱままで要求温度、靱性を十分満足できることが分かっている。一方図４の結果によれば、残留応力低減の為に焼戻しを施す場合においては、強度は焼戻温度の如何に関わらない（殆ど変化しない）が、靱性は焼戻温度の高温化につれて劣化し、６７５℃を超えると、シャルピー吸収エネルギーのばらつきも増大して要求最小値を下回る様になる。
【００３６】
これは、焼戻温度の高温化に伴い、固溶ＮｂがＮｂ炭窒化物としてマトリックスに整合析出して硬化すると共に衝撃特性を劣化させる為であると推察され、先に述べた不溶Ｎｂ量についての考察と関連付けられる。
【００３７】
そこで、靱性に対して悪影響因子となるαｑと不溶Ｎｂの分率と母材靱性との関係をとりまとめて考察したところ、図５に示す様な結果を得た。図５から、母材強度を満足させた上で、靱性が要求値（最小でもｖＥ_−４０：３２Ｊ以上）を満足させるには、αｑを５％以下で且つ不溶Ｎｂを８０％以下に抑制することが必要であるとの結論が得られる。
【００３８】
以上をまとめると、母材の強度、靱性の要求値、すなわち降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ^２以上、引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２以上、ｖＥ_−４０（平均）４６Ｊ以上、ｖＥ_−４０（最小）３２Ｊ以上の各物性を、厚物（例えば５０ｍｍ〜７０ｍｍ厚）で満足させるには、
（ｉ）基本化学組成として、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ系でＣｅｑ（ＩＩＷ）を０．３０％以上とすること、
（ｉｉ）αｑを５％以下とすること、
（ｉｉｉ）不溶Ｎｂ量・全Ｎｂ量を８０％以下にすること、
（ｉｖ）前記（ｉｉ）および（ｉｉｉ）を達成するための具体的製造方法と
しては、上記該鋼種に対して、
（ａ）Ｂ，Ｎｂが完全に固溶する温度にスラブを再加熱すること、
（ｂ）圧延仕上温度をγ再結晶温度域に設定すること、
（ｃ）その後ＤＱするかあるいはＤＱ後残留応力の除去を主目的とし
て、６７５℃以下の焼戻しを行うこと、
が有効である。
これを本発明の完成における第一の知見とする。
【００３９】
（検討−２）
本発明者らは、大入熱ＨＡＺ靱性の確保にはＣｅｑの低減が前提条件であると考え、その場合でも母材の強度、靱性を確保することのできる手段を検討した結果、前記（検討−１）において述べた様に、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ系の化学組成とＤＱ（−Ｔ）を組合せることでこれらを達成できることを見い出した。
【００４０】
一般に大入熱溶接におけるＨＡＺの靱性向上策としては、Ｐ、Ｓといった不純物元素の低減やＴｉＮ、ＡｌＮといった窒化物の微細析出物を析出させて固溶Ｎの固定を図ると共に、オ−ステナイト粒の粗大化を防止する方法が一般的に採られる。
【００４１】
しかしながら、大入熱溶接ではＨＡＺ、とりわけボンド部は溶融点直下の高温に加熱されるためにＴｉＮの一部やＡｌＮは固溶してしまい、固溶Ｎが過剰に存在して靱性に悪影響を及ぼすと考えられる。そこで本発明者らは、Ｎ量の制限が重要との考えから、化学組成をＮｂ−Ｔｉ−Ｂ系に固定した上で、ＨＡＺの要求靱性［ｖＥ_−４０（平均）４７Ｊ以上］を、Ｎｂ、Ｔｉ、ＢとＮの量バランスを図ることによって満足させる必要があると考え、検討を開始した。具体的な大入熱溶接条件としては、１パスＳＥＧＡＲＣ溶接で入熱量４５ｋＪ／ｍｍとして、ボンド部のシャルピー吸収エネルギーをＨＡＺ靱性の指標とした。
【００４２】
その結果、本発明者らは、次のような新知見を得た。すなわち大入熱溶接の冷却過程において、
（ｉ）Ｎの固定にはＴｉ、Ｂ、Ｎｂのすべてが作用すること、
（ｉｉ）ＨＡＺでは平衡状態よりも過冷された状態にある為、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂの一部はフェライト変態前の組織中に固溶状態で存在すること（ＨＡＺの抽出残渣分析で確認）。
【００４３】
（ｉｉｉ）そのため、特開昭５８−２１３８５５に開示されている条件式：
１／１．７×０．００６０＜Ｎ−１／１．７（０．３Ｔｉ＋１．３Ｂ）や特開平９−１０４９４９に開示されている条件式：
０＜（Ｎ−０．２９２Ｔｉ−１．２９２Ｂ）＜０．００２０
に従って鋼中Ｎ量を制御しても、実際には不溶元素の化学当量分のＮしか固定されず、固溶Ｎが上式以上に多く存在し、マトリックスの靱性を阻害することを見い出した。そこで本発明者らは、固溶Ｎの算定に際し、ＮｂによるＮの固定効果を組み入れた下記のパラメータＸを導出した上で、このパラメータとＨＡＺ靱性の関係を詳細に調査したのである。

調査結果を図６に示す。
【００４４】
これより、該鋼種ｖＥ_−４０（平均）が要求レベル（４７Ｊ以上）を満足させる為には、Ｘを−０．００４〜０の範囲に納めることが有効であるとの結論を得た。この範囲では、固溶Ｂの旧γ粒界への偏析、および固溶Ｎｂの存在によるフェライト変態抑制によって、靭性に有害な粒界初析フェライトの生成や旧γ粒界から特定結晶方位へのフェライトサイドプレートの成長生成を最小限に抑えると共に、Ｔｉ、ＢＮ、Ｎｂ（ＣＮ）の複合した化合物を粒内に分散させてフェライト核生成サイトが導入されることとなって、良好なＨＡＺ靭性が確保できるものと考えられる。
【００４５】
次にマトリックスの靱性を向上させるべく、該Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ系鋼のＨＡＺ靱性に及ぼすＣｅｑ（ＩＩＷ）の影響を調査した。結果を図７に示す。図７によれば、ボンド部の靱性はＣｅｑ（ＩＩＷ）の上昇に伴って劣化する。所望靱性であるｖＥ_−４０（平均）４７Ｊ以上を満足させるためには、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）を０．３８％以下に抑えることが必要である。
【００４６】
大入熱溶接で要求ＨＡＺ靱性を得るための上記方策をとりまとめると、
（ｉ）Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系を基本化学組成として、Ｎ含有量に関する上記パラメータＸの値を−０．００４〜０の範囲内に制御すること、
（ｉｉ）前記Ｃｅｑ（ＩＩＷ）を０．３８％以下とすること、
が有効である。
これを本発明の完成における第二の知見とする。
次に、本発明における化学成分の限定理由について説明する。
【００４７】
Ｃ：０．０５〜０．１０％
高張力鋼板としての強度を確保するための必要元素であり、含有量が０．０５％未満では引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級以上の強度は得難い。他方０．１０％を超えるとＨＡＺ靱性が劣化して要求値を満足できない。したがって、Ｃ含有量は０．０５〜０．１０％の範囲とするが、好ましい下限量は０．０６％、好ましい上限は０．０９％である。
【００４８】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
溶製時の脱酸作用が期待される他、母材においては、Ｎの固定化によるＢの焼入性向上効果の促進作用、ＨＡＺにおいては、ＴｉＮの生成により、γ結晶粒粗大化防止、フェライト変態核生成サイトとしての作用を有する。０．００５％未満ではこれらの効果が得られず、他方０．０２５％を超えると介在物の増加により靱性が劣化する。したがってＴｉ含有量は０．００５〜０．０２５％の範囲とするが、好ましい下限量は０．００７％、好ましい上限は０．０１７％である。
【００４９】
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
微量であっても母材において焼入性の向上をもたらす元素である。また溶接による加熱時にγ粒界に偏析してＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼす粗大な粒界初析フェライトの析出を抑制し、組織を分断微細化する粒内フェライトの析出を促進し、ＴｉとＮの効果をより大きなものとする。また溶接後の冷却中にＢＮとして析出し、固溶Ｎを固定して靱性を改善する効果を有する。０．０００３％未満ではこれらの効果は得られず、他方０．００２０％を超えると靱性が劣化して要求値を満足できない。したがって、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００２０％の範囲とするが、好ましい下限量は０．０００７％、好ましい上限は０．００１５％である。
【００５０】
全Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％
不溶Ｎｂ：全Ｎｂ量×０．８以下
Ｎｂは母材において変態強化や析出強化作用、オーステナイト未再結晶化温度の高温化をもたらす元素である。また大入熱溶接ＨＡＺにおいてもγ粒界の焼入性を高め、生成する粒界初析フェライトやフェライトサイドプレートのサイズを小さくすることでＨＡＺ組織の微細化に貢献する。そのためには０．００５％以上の含有が必要である。しかしＮｂが多すぎると析出硬化によって母材およびＨＡＺの靱性を劣化させる。そのため、上限を０．０２５％とするとともに、母材の要求靱性を満足させるために、不溶Ｎｂ量を全Ｎｂ量×０．８以下に抑える必要がある。全Ｎｂについての好ましい下限量は０．００７％、好ましい上限は０．０２０％である。また不溶Ｎｂについての好ましい上限は全Ｎｂ量×０．５である。
【００５１】
Ｎ：以下の式を満足する量
−０．００４≦Ｘ≦０
（Ｘ＝Ｎ−０．２９３×Ｔｉ−１．２９６×Ｂ−０．１５１×Ｎｂ）
ＮはＴｉＮ，ＢＮを形成してＨＡＺ靭性を向上させるが、過度のＮｂ（ＣＮ）の形成は析出硬化を発現させて、母材およびＨＡＺの靭性を劣化させる。本発明のＮｂ−Ｔｉ−Ｂ含有鋼におけるＮ含有量が上記式で求められるＸが正の値であるときは、Ｔｉ，Ｂ，ＮｂがＮと化合した上で未だ過剰のＮが存在することになり、固溶Ｎにより靭性を劣化させる。他方Ｘ＜−０．００４の場合は、Ｎが不足して固溶Ｔｉ，Ｂ，ＮＢが多くなり過ぎるので、ＨＡＺの焼入性が増して、マトリックスの靭性を劣化させることになる。したがってＮは、Ｎｂ，Ｂ，Ｔｉとの量的バランスを図りつつ、パラメータＸが−０．００４≦Ｘ≦０を満足する様にその含有量を制御する必要がある。Ｘについての好ましい下限は−０．００３である。
【００５２】
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）：０．３０〜０．３８％
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）値はＣ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５の計算式から求められるもので、本発明のＮｂ−Ｂ−Ｔｉ含有鋼を本発明の製造条件で製造する場合において所望強度を満足させるために０．３０％以上必要である。他方０．３８％を超えると大入熱溶接ＨＡＺで要求靱性の確保が困難になる。したがってＣｅｑ（ＩＩＷ）は０．３０〜０．３８％の範囲とするが、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）値についての好ましい上限は０．３６である。
【００５３】
本発明の課題を達成する上での必須的要件元素は以上の通りであるが、鋼として一般的に含有されている以下の元素は本発明鋼に含まれていてよいことは言うまでもない。
【００５４】
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは脱酸作用を示す元素であり、一般的には０．０５％以上配合されるが、本発明においては下限を限定しない。ただし上限については、０．５％を超えて添加すると、溶接性およびＨＡＺ靱性が劣化する。これらを総合してＳｉの好ましい含有量は０．０５〜０．５％の範囲とする。好ましい下限は０．０８％、好ましい上限は０．３５％である。
【００５５】
Ｍｎ：１．８％以下
Ｍｎは焼入性を向上させて母材の強度を確保する元素であるが、本発明においては下限を限定しない。ただし上限については、１．８％を超えるとＨＡＺ靭性を劣化させ、スラブの偏析を助長して溶接性を劣化させる。これらを綜合してＭｎの好ましい含有量は１．８％以下とする。より好ましい下限は１．０％、好ましい上限は１．７％である。
【００５６】
Ａｌ：０．０６０％以下
Ａｌは脱酸作用を示す元素であり、一般的にはＳｏｌ．Ａｌとして０．００５％以上配合されるが、本発明においては下限を限定しない。ただし上限については、０．０６０％を超えるとかえってＨＡＺのみならず、溶接金属の靱性も劣化させる。これらを総合してＡｌの好ましい含有量は０．００５〜０．０６０％の範囲とする。好ましい下限は０．０１０％、好ましい上限は０．０５０％である。
次に本発明におけるその他の選択元素について説明する。
【００５７】
まず本発明においてはＣａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下よりなる群から選択される１種以上の元素を含有することができる。
【００５８】
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、Ｍｎｓの形態を制御して、母材およびＨＡＺの靱性を向上するのに効果がある。しかし本発明においては下限を限定しない。ただし上限については、０．００５％を超えると介在物の増加により、靱性を劣化させる。したがって、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００５％の範囲とする。これらを総合してＣａの好ましい含有量は０．０００５〜０．００５％の範囲とする。好ましい下限は０．０００５％、好ましい上限は０．００２％である。
【００５９】
ＲＥＭ：０．０５％以下
ＲＥＭは、硫・酸化物として析出し、ＴｉＮやＢＮの析出核として作用することにより、Ｔｉ、Ｂ、Ｎの効果を促進する。その結果大入熱溶接ＨＡＺの靱性向上に寄与する。しかし本発明においては下限を限定しない。ただし上限については、０．０５％を超えると介在物の増加により靱性を劣化させる。これらを総合してＲＥＭの好ましい含有量は０．００３〜０．０５％の範囲とする。好ましい下限は０．００３％、好ましい上限は０．０３％である。
【００６０】
本発明においてはＣｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｖ：０．１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素を含有することができる。
【００６１】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはいずれも強度上昇に有効な元素である。しかし本発明においては下限を限定しない。他方上限については、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの各々については０．５％超え、またＮｉについては１．０％超え、またＶについては０．１％超えの夫々の場合は、溶接割れ感受性を増大させる。さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｖの炭化物の過度の析出は母材およびＨＡＺにおける靱性を劣化させて本発明の要求値を満足しなくなる。これらを総合して、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は各々０．５％以下、Ｎｉの含有量は１．０％以下、Ｖの含有量は０．１％以下の範囲とする。各元素についての好ましい下限、好ましい上限は以下の通りである。即ちＣｕの好ましい下限０．３％、Ｎｉの好ましい下限０．５％、Ｃｒの好ましい下限０．３％、Ｍｏの好ましい下限０．３％、Ｖの好ましい下限０．０５％である。本発明の鋼は必要に応じてその他の合金元素を含有することもできるが、最も一般的には上記の必須元素や選択元素を含み、残部は鉄及び不可避的不純物よりなるものである。
次に本発明におけるミクロ組織の限定理由について述べる。
【００６２】
αｑは旧γ粒界が微細であったり、焼入性が低い場合に、これを直接焼入すると粒界初析生成物として発現する変態組織である。この析出物の周囲はＣ濃化部を有するベイナイト組織あるいは島状マルテンサイトを形成するため、母材靱性の劣化並びにばらつきの増大を招く。したがって本発明の課題を達成するためには、αｑの面積率を抑制することが必須となり、上記不都合を生じないようにするための限界を求めたところ、後記実施例でも明らかにする様に、αｑの生成を５％以下、更に好ましくは３％以下に抑える必要があるとの結論を得た。
次に、本発明における好ましい製造条件について述べる。
【００６３】
スラブは常法で溶製したものを連続鋳造あるいは分塊圧延のいずれで作製しても本発明の効果を発揮することができる。すなわちスラブ自体の製造プロセス如何は本発明の技術的範囲を逸脱する理由とはならない。
【００６４】
スラブの再加熱温度は、焼入性向上および変態強化の各効果を最大限有効に活用に活用するという観点から、Ｎｂ、Ｂが完全固溶する温度以上とする。完全固溶しない温度では、αｑを過剰に生成させると共に、Ｎｂ炭窒化物の析出により母材靱性を劣化させる。なおより好ましくはＮｂ、Ｂが完全固溶する下限温度以上であって、該下限温度＋１５０℃以下とする。スラブを上記の温度範囲で十分に加熱しておけば、スラブ加熱後の初期γ粒の粗大化による母材靱性の劣化が防止される。
【００６５】
熱間圧延方法としては、同じく焼入性向上および変態強化の各効果を最大限有効に活用に活用するという観点から、γ再結晶温度域で熱間圧延を完了させ、そのまま直接焼入れすることとする。γ未再結晶域温度域未満で圧延を仕上げることになると、焼入性が低くなり、要求強度を満足するための手段としてＣｅｑを増大させざるを得なくなって、結果的にＨＡＺ靱性を劣化させる。またＮｂ炭窒化物が生成して母材靱性を劣化させることになる。本発明の化学組成要件を満足する鋼においては、ＤＱままで要求母材靱性を十分満足できる。この圧延仕上温度はオーステナイト再結晶温度以上で、該再結晶温度＋１００℃以下の範囲とすることが最も好ましく、この下限温度はフェライト核生成サイトとして作用する結晶格子欠陥の導入を防止するためであり、上限温度はγ粒の過度の粗大化を防止して靱性劣化の防止を図るために定められる。
【００６６】
焼戻しは、鋼板の残留応力除去を必要とする場合などに、ＤＱに引き続いて施すこととする。ただし焼戻温度が６７５℃を超えると、固溶ＮｂがＮｂ炭窒化物に変化して析出硬化作用が顕著に発現するため、マトリックスの靭性を劣化させると共にばらつきも増大して要求値の確保が困難になる。従って、焼戻しは６７５℃以下の温度で実施する。これによって母材靭性の平均値を高度に確保してそのばらつきを防止することができる。
【００６７】
【実施例】
本発明の実施例について説明する。
表１〜３に示す化学成分を有するスラブを、表４〜８の条件で板厚５５〜７５ｍｍに厚板圧延した後、直接焼入れまま、あるいは直接焼入れに引き続いて焼戻しを行った。
【００６８】
【表１】

【００６９】
【表２】

【００７０】
【表３】

【００７１】
表１〜３に示した鋼種の内、本発明の化学組成要件を満足しないものについて説明すると、鋼種１，１３はＢを含有せず、鋼種２，１４はＮｂを含有せず、鋼種４（または５）はＮが少ない（または多い）ことによってパラメーターＸが低過ぎる（または高過ぎる）値となり、鋼種７はＮｂが多過ぎるために結果的にＮが不十分となってパラメーターＸが低過ぎる値となり、鋼種９はＣ含有量が少ないことによってＣ_ｅｑが低く、鋼種１０はＣ含有量が下限値一杯であると共に合金元素の含有量が相対的に少ないことによってＣ_ｅｑが低く、鋼種１３，１４，１５はＣ含有量が多過ぎると共にその影響もあってＣ_ｅｑが高く（これらの内、鋼種１３はＢを含有せず、鋼種１４はＮｂを含有せず）、鋼種２１は合金元素が相対的に多くなってＣ_ｅｑが高いものとなっている。
【００７２】
上記の様にして得られた供試鋼鋼板について、ｔ／４（表面から板厚１／４の深さ）位置から試験片を採取し、母材の引張試験、シャルピー衝撃試験、ミクロ組織調査および抽出残渣分析を行った。またこれらの鋼板を用いて入熱量約４５ｋＪ／ｍｍの１パスＳＥＧＡＲＣ溶接を行い、ボンド部のｔ／２から試験片を採取してシャルピー衝撃試験を行った。結果を表４〜８に示す。
【００７３】
【表４】

【００７４】
【表５】

【００７５】
【表６】

【００７６】
【表７】

【００７７】
【表８】

【００７８】
表４〜８に示した結果の中から、本発明の課題を達成し得ていないものについて説明すると、Ｎｏ．１（または２）はＢ（またはＮｂ）を含有していない鋼１（または２）を用いたため、母材の降伏強度及び引張強さが共に低く、Ｎｏ．４，７はパラメーターＸが低過ぎる鋼種４，７を用いたためＨＡＺ靱性が低く、Ｎｏ．５はパラメーターＸが高過ぎる鋼種５を用いたためＨＡＺ靱性が低く、Ｎｏ．９，１０はＣ_ｅｑが低過ぎる鋼種９，１０を用いたため母材の降伏強度及び引張強さが共に低く、Ｎｏ．１３はＣ_ｅｑが高過ぎる鋼種１５を用いたためＨＡＺ靱性が低く、Ｎｏ．１９はＣ_ｅｑが高過ぎる鋼種１５を用いたためＨＡＺ靱性が低く、Ｎｏ．２０，２１，２２は圧延仕上温度が低過ぎたため、母材靱性が低いか、もしくはばらつき、Ｎｏ．２５，２６はＣ_ｅｑが高過ぎる鋼種１３，１４を用いたためＨＡＺ靱性が低く、Ｎｏ．２７は熱間圧延のためのスラブ加熱温度が低過ぎたため母材中にαｑが多く現れて低温靱性が低く、Ｎｏ．３５はＤＱ後の焼戻し温度が高過ぎたため不溶Ｎｂが多くなって母材の低温靱性が低くなっている。Ｎｏ．３７，４０，４３は母材靱性あるいはＨＡＺ靱性の面で本発明を満足してない。尚鋼種１３，１４，１５はＣ_ｅｑの条件を満足せず（比較例）、鋼種２０はＣ_ｅｑの条件を満足する（実施例）が、両者のＣ_ｅｑの違いは非常に僅かである。それにもかかわらずこれらの間でＨＡＺ靱性に大きな差が生じたのは、前者のＣ量が多く（０．１２％）、後者のＣ量が少ない（０．０６％）からであると説明できる。
【００７９】
図８は光学顕微鏡組織を示すもので、αｑ分率を出す為に測定した複数の検鏡視野の内から選んだ代表カットである。尚図中ＦＲＴは圧延仕上温度を示し、上側は実施例８、下側は実施例２１である。
【００８０】
【発明の効果】
本発明によればＮｂ−Ｔｉ−Ｂ系の化学組成とＤＱプロセスによる変態強化を最大限に活用することにより、降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ^２以上を有する引張強さ５７０Ｎ／ｍｍ^２級厚肉鋼板が従来よりも大幅に低いＣｅｑで得られると共に、Ｃｅｑの低減効果およびＮｂ、Ｂ、ＴｉとＮの量的バランスの適正化によって、１０〜５０ｋＪ／ｍｍもの大入熱溶接でも−４０℃でのＨＡＺ靱性が要求値を満足するものであり、橋梁や大型コンテナ船の靱性要求の厳しい重要強度部材の製作に適用でき、溶接施工の大幅な能率向上と大幅なコストダウンが図れる。
【図面の簡単な説明】
【図１】母材の強度、靱性におよぼすＣｅｑ（ＩＩＷ）、化学組成の影響を示す。
【図２】母材の強度、靱性、αｑの面積分率、不溶Ｎｂ量／全Ｎｂ量におよぼすスラブ再加熱温度の影響を示す。
【図３】同じく圧延仕上温度の影響を示す。
【図４】母材の強度、靱性、不溶Ｎｂ量／全Ｎｂ量におよぼす焼戻温度の影響をしめす。
【図５】αｑ、不溶Ｎｂの分率と母材靱性との関係を示す。
【図６】大入熱溶接のボンド部の靱性におよぼすパラメータＸの影響を示す。
【図７】Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ系鋼における大入熱溶接のボンド部の靱性におよぼすＣｅｑ（ＩＩＷ）の影響を示す。
【図８】光学顕微鏡組織を示す図面代用写真である。

Claims

Ｃ：０．０５〜０．１０％（質量％、以下同じ）
Ｓｉ：０．５％以下
Ｍｎ：１．８％以下
Ａｌ：０．０６％以下
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％
全Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％
不溶Ｎｂ：全Ｎｂ量×０．８以下
Ｎ：以下の式を満足する量
−０．００４≦Ｘ≦０
（Ｘ＝Ｎ−０．２９３×Ｔｉ−１．２９６×Ｂ−０．１５１×Ｎｂ）
を夫々満足する他、以下の条件式を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなり、
Ｃｅｑ（IIW）が０．３０〜０．３８％である
［Ｃｅｑ（IIW）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５］
更に擬ポリゴナイルフェライト（αｑ）を面積分率で５％以下とした均質なベイナイト組織を有することを特徴とする母材および大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ²級高張力鋼板。
更にＣａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下よりなる群から選択される１種以上の元素を含有する請求項１に記載の高張力鋼板。
更にＣｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｖ：０．１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素を含有する請求項１または２に記載の高張力鋼板。
請求項１〜３のいずれかを満足する化学組成を有する鋼スラブを、当該含有するＮｂ及びＢが完全に固溶する温度以上に再加熱して熱間圧延し、オーステナイト再結晶温度域で熱間圧延を完了させた後、そのまま直接焼入れすることを特徴とする母材および大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた降伏点４６０Ｎ／ｍｍ²級高張力鋼板の製造方法。
請求項４における直接焼入れの後、６７５℃以下の温度で焼戻しすることを特徴とする母材および大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた降伏点４６０Ｎ／ｍｍ²級高張力鋼板の製造方法。