JP5849940B2 - 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、土木、建築および橋梁分野の溶接構造物に使用され、入熱１５〜９００ｋＪ／ｃｍの広い条件の溶接熱影響部の靭性と耐溶接割れ性（または耐硬化性）に優れ、降伏強さ４４０ＭＰａ以上、引張強さ５９０ＭＰａ以上を有し、降伏比が８０％以下の低降伏比高張力鋼板に関するものである。

近年、溶接構造物の大型化に伴い、鋼板の高強度化や厚肉化が進められている。同時に、構造物の施工能率向上と施工コストの低減の観点から溶接効率の向上が求められ、大入熱溶接の適用範囲が拡大している。例えば、高層建築物に用いられるボックス柱では、サブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接などの溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような超大入熱溶接が適用されている。

また、建築構造物では耐震性の向上が求められ、鋼板母材の塑性変形能確保のために、降伏比（ＹＲ）を８０％以下とする低ＹＲ特性が要求されてきたが、さらに近年、溶接継手部における高い靱性も要求されるようになってきている。例えば、ボックス柱の溶接部や柱−梁接合部において、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー値が、重要な部位では、４７Ｊ以上、その他の部位でも２７Ｊ以上といった値が必要とされている。

一般に、鋼板に大入熱溶接を適用した際に、最も靱性が低下する部位は、溶接熱影響部（以下ＨＡＺと呼ぶ）のうち、溶融線近傍のボンド部と呼ばれる領域である。ボンド部では、大入熱溶接時に融点に近い高温にさらされて、オーステナイト粒が粗大化しやすく、引き続く冷却の際に、上部ベイナイト組織や島状マルテンサイトといった低靭性の組織がオーステナイト粒内に生成しやすい。このようなＨＡＺは、旧オーステナイト粒が粗大化していることから、粗粒ＨＡＺ（Ｃｏａｒｓｅ ｇｒａｉｎ ＨＡＺ ： 以下ＣＧＨＡＺと呼ぶ）と呼ばれている。

一方、小入熱多パス溶接時のボンド部では、後続パスによる再加熱によって、２相域まで再加熱される領域（Ｉｎｔｅｒ−ｃｒｉｔｉｃａｌｌｙ ｒｅｈｅａｔｅｄ ＣＧＨＡＺ ： 以下ＩＣＣＧＨＡＺと呼ぶ）が存在する。このような領域では、島状マルテンサイトが生成しやすく、靱性が低下する。

引張強さが５９０ＭＰａを超える高強度鋼板では、強度確保のために合金を多量に添加することが多く、降伏比は上昇し、大入熱溶接のボンド部や小入熱溶接での２相域再加熱ＨＡＺ（ＩＣＣＧＨＡＺ）では、靭性が低下する傾向にある。また、このような鋼板の仮付け溶接や吊り工具の溶接など小入熱でかつビード長さが短い溶接部では、ＨＡＺが硬化しやすく、硬化部の硬さがＨＶ３５０を超えると低温割れや遅れ破壊などの危険があるため、耐溶接割れ性（または耐硬化性）の観点からＨＡＺ硬さは、ＨＶ３５０未満が要求される。このため、低降伏比と優れたＨＡＺ靭性、耐溶接割れ性などをすべて備えた高強度鋼板の開発が要望されている。

ＨＡＺ靱性の向上に対しては、鋼中に微細な介在物や析出物を分散させて、オーステナイト粒の粗大化を防止するとともに、粒内フェライトの核生成サイトとして機能させて旧オーステナイト粒内組織の微細化を図る技術が普及している。

例えば、特許文献１には、ＴｉＮと希土類元素（ＲＥＭ）の酸硫化物（オキシサルファイド）を複合して鋼中に微細分散させる技術が開示されている。また、特許文献２には、Ｔｉ酸化物を分散させてオーステナイト粒内でフェライト粒核生成サイトとして利用し、ＨＡＺ靱性を向上させる技術が開示されている。特許文献３には、超大入熱ＨＡＺ靭性を向上させるために、Ｃａ、Ｏ、Ｓの含有量を適正範囲に調整し、形態を最適化したＣａ酸硫化物を鋼中に分散して、粒内フェライトの核生成を促進する技術が開示されている。

しかしながら、これらの技術では、Ｔｉ、Ｎ、Ｃａ、Ｓ、Ｏなどの微量元素の量を精密に制御する必要があり、製鋼コストの増加につながったり、大量生産が難しいという問題がある。また、ＴｉＮを鋼中に多量に分散させようとしてＮ量を増加すると、連鋳スラブの表面性状が劣化して、鋳片表面の手入負荷が増大したり、歩留まりが低下してコスト増加につながるという問題がある。

特許文献４には、合金元素添加量の調整により焼入性を適正な範囲に制御して、大入熱ＨＡＺ靭性を高める方法が開示されている。焼入性を低い範囲に制御して、超大入熱溶接ＨＡＺ部の組織をフェライト＋パーライトにする場合と、高い焼入性として下部ベイナイト主体の組織にする場合があるが、低い焼入性では、例えば６０ｍｍを超える厚肉材では母材および溶接継手の強度を５９０ＭＰａ以上に保つことが難しく、一方、高い焼入性にするためには、多量の合金元素を添加する必要があるという問題がある。

特許文献５には、Ｃを０．０２〜０．０４％まで低減するとともに、Ｂおよび他の合金元素を添加することによって焼入性を高め、ベイナイト主体の組織を得る方法が開示されている。厚肉材で十分な強度を確保するためには、高い焼入性を得るために多量の合金元素を添加する必要があるが、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉなどのオーステナイト安定化元素の添加量を増やすことは、連鋳スラブの表面性状を劣化させたり、中央偏析部の硬さの上昇によるスラブ内部欠陥増加などの問題を引き起こす可能性がある。

特許文献６には、母材およびＨＡＺの強度が確保しやすいＣ：０．０７〜０．０９％の鋼に、Ｍｏを０．２０〜０．６０％添加して、大入熱溶接ＨＡＺ組織をベイナイト単相化し、さらに、Ｓｉ、Ｐを低減することによって、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上する技術が開示されている。この技術によれば、溶接熱影響部靭性と耐溶接割れ性に優れた高強度厚鋼板を、介在物や析出物の微細分散制御など高度な製鋼技術を用いることなく、スラブ表面性状を損ねる元素を添加することもなく、大量生産に適した形で安価に得ることが可能である。エレクトロスラグ溶接部など大入熱溶接熱影響部においても、０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２７Ｊ程度以上の靭性を安定して得ることができる。しかしながら、この方法では、大入熱溶接熱影響部において、あるいは小入熱多パス溶接時のボンド部に点在するＩＣＣＧＨＡＺを模した再現ＨＡＺ組織において、０℃で４７Ｊ以上のシャルピー吸収エネルギーを安定して得ることは困難である。また、この技術ではある程度の量のＳを含有させることが必要なため、鋼板板厚中央付近のＭｎおよびＳが濃化した偏析部においては、伸長した介在物（ＭｎＳ）の存在により、板厚方向（Ｚ方向）のシャルピー吸収エネルギーが低下する場合がある。特に、熱影響部が広範囲に及ぶエレクトロスラグ溶接継手においては、中心偏析部と溶接熱影響が重なることがあり、溶接部のシャルピー衝撃試験において、試験片を板厚方向に（亀裂面が板面平行になるように）採取するため、吸収エネルギーが低下しやすいという問題があった。

特開昭６０−１５２６２６号公報 特開昭５７−５１２４３号公報 特開２００５−６８５１９号公報 特開平０９−２０２９３６号公報 特開２０００−２１９９３４号公報 特願２０１１−２０８２１３号公報

本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、最大１００ｍｍまでの板厚範囲において、建築構造用として好適な４４０ＭＰａ以上の降伏強さと５９０ＭＰａ以上の引張強さ、８０％以下の低降伏比を有し、さらに超大入熱溶接熱影響部および小入熱多パス溶接部において溶接熱影響部靭性と耐溶接割れ性に優れた高強度厚鋼板を介在物、析出物の微細分散制御など高度な製鋼技術を用いることなく、スラブ表面性状を損ねる元素を添加することもなく、大量生産に適した形で安価に得ることを目的とする。

本発明でいう「溶接熱影響部靭性に優れた」とは、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超えるエレクトロスラグ等の大入熱溶接継手のボンド部（ＣＧＨＡＺ）およびＨＡＺに含まれている中心偏析部において、シャルピー衝撃試験の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）が平均４７Ｊ以上の靭性を有し、さらに溶接入熱量２０〜５０ｋＪ／ｃｍの小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺにおいても、シャルピー衝撃試験の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）が平均４７Ｊ以上の靭性を有する場合をいうものとする。また、「耐溶接割れ性に優れた」とは長さ４０ｍｍのショートビート溶接部の最高硬さがＨＶ３５０未満且つ、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．２１％以下である場合をいうものとする。

連鋳スラブの割れ発生などにより製造性を損ねないために、スラブ割れを助長するＮ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ等の元素をできるだけ添加しないこととした。合金元素添加量を低減しつつ、母材および溶接継手における安定した引張強さを確保するためには、Ｃ量は多い方が望ましいが、優れた耐溶接割れ性とＨＡＺ靭性を得るためにはＣ低減が望ましい。そのバランスを最適化するために、Ｃ量を０．０６〜０．０９％の狭い範囲に限定し，Ｍｏ添加によってミクロ組織をベイナイト主体として強度を確保した。

同時に、ＳｉおよびＰを低減することによって、超大入熱溶接のＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺの靭性が向上する。ＳｉとＰの低減は、靭性を劣化させる島状マルテンサイトの生成を抑制し、さらに、島状マルテンサイト自体の靭性向上にも寄与する。また、Ｎ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ等の元素をできるだけ低減することも、超大入熱溶接のＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺの島状マルテンサイト生成抑制に寄与する。これらの成分設計により、小入熱から大入熱の溶接継手熱影響部において、０℃でのシャルピー吸収エネルギーが平均４７Ｊ程度以上の靭性を安定して確保することができる。

さらに、より高い靭性を確保するための成分設計を検討した。従来、適量のＳを含有させることは、ＨＡＺ靱性向上のために好ましいと考えられてきた。これは、鋼中に分散したＭｎＳが、旧オーステナイト粒内でのベイナイト核生成を促進し、パケットやブロックと呼ばれるベイナイト下部組織のサイズを微細化するためである。しかしながら、ＭｎＳは組織微細化に寄与すると同時に、それ自体は靱性を低下させる原因となるものである。そこで、Ｓをできるだけ低減して、鋼中のＭｎＳを極限まで少なくし、代わりにＭｎＳより微細で、靭性へ悪影響が少なく、ＭｎＳと同様に旧オーステナイト粒内でのベイナイト核生成を促進するＴｉを含む窒化物または炭窒化物（Ｔｉ、Ｎｂの複合炭窒化物を含む）を分散させることにより、大入熱溶接ＨＡＺ靭性が向上することに想到した。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎのバランスを適正な範囲に制御することにより、有害なＭｎＳを減らしながらも、ベイナイト下部組織を微細化することができる。

本発明は、上記した知見にさらに検討を加えたもので、その要旨は以下の通りである。

［１］質量％で、Ｃ：０．０６〜０．０９％、Ｓｉ：０．０１〜０．０７％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｐ：０．００９％以下、Ｓ：０．０００７％以下、Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％を含有し、さらにＮｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００２５％〜０．００５５％を下記式（１）および式（２）を満すように含有し、さらにＢ：０．０００３％以下であり、かつ、下記式（３）に示す炭素当量Ｃｅｑが０．４０〜０．４７％、下記式（４）に示す溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．２１％以下を満たすように含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。

３．０×１０^−５ ≦ （Ｔｉ＋Ｎｂ／５）×Ｎ ≦ ９．０×１０^−５ ・・・（１）
但し、元素記号は各元素の質量％を表す。

２．５ ≦ （Ｔｉ＋Ｎｂ／３）／Ｎ ≦ ５．５ ・・・・・・（２）
但し、元素記号は各元素の質量％を表す。

Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（％） ・・・・・・・・・・・・・（３）
但し、元素記号は各元素の質量％を表す。

Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０
＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％） ・・・（４）
但し、元素記号は各元素の質量％を表す。

［２］さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．６０％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％の１種または２種を含有することを特徴とする［１］に記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。

［３］さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．３０、Ｎｉ：０．０５〜０．３０の１種または２種を、下記式（５）を満すように含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。

Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｎｉ ≦ １．６（％） ・・・・・・・・・・・・（５）
但し、元素記号は各元素の質量％を表す。

［４］さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００３０％、Ｍｇ：０．００１０〜０．００２０の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする［１］乃至［３］の何れかに記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。

［５］さらに、硫化物系介在物の清浄度を０．００２％以下、Ｔｉを含む窒化物または炭窒化物（但し、ＴｉとＮｂの複合炭窒化物を含む）の平均サイズを円相当直径で５〜５０ｎｍとすることを特徴とする［１］乃至［４］の何れかに記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。

本発明によれば、最大１００ｍｍまでの板厚範囲において建築構造用として好適な４４０ＭＰａ以上の降伏強さと５９０ＭＰａ以上の引張強さ、８０％以下の低降伏比を有し、さらに超大入熱溶接熱影響部および小入熱多パス溶接部において、溶接熱影響部靭性と耐溶接割れ性に優れた高強度鋼板を大量生産することができ、鋼構造物の大型化や鋼構造物の耐震性の向上、施工効率の向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。

溶接継手試験片の開先形状を示す図である。 （ａ）板厚１００ｍｍ、（ｂ）板厚４０ｍｍでのＶノッチシャルピー衝撃試験片の採取位置を示す図である。

以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。

１．成分組成について
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。

Ｃ：０．０６〜０．０９％
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のに有用な元素である。他の合金元素の添加量を必要最小限に抑えるために、Ｃ量は、０．０６％以上とする。一方、０．０９％を超えると耐溶接割れ性の低下、ＨＡＺ靭性の低下が顕著になるため、Ｃ量は０．０６〜０．０９％の範囲とする。好ましくは０．０７〜０．０９の範囲である。より好ましくは、０．０７〜０．０８の範囲である。

Ｓｉ：０．０１〜０．０７％
Ｓｉの低減は本発明の最も重要な要素の一つである。Ｓｉを０．０７％以下とすることによって，ＨＡＺでの島状マルテンサイトの生成が抑制され，ＨＡＺ靭性が向上する。一方で、Ｓｉには脱酸剤としての作用や、母材強度を高める効果もあるので、０．０１％以上の添加が望ましい。このため、Ｓｉ量は０．０１〜０．０７％の範囲とする。好ましくは、０．０１〜０．０５％の範囲である。

Ｍｎ：１．０〜１．６％
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる作用を有しており、引張強さ５９０ＭＰａ以上を確保するために、１．０％以上の添加を必要とする。一方、１．６％を超えて添加すると、凝固時の中央偏析部への濃化が著しくなり、スラブ欠陥の増加などの原因となる。また、母材およびＨＡＺ靱性の低下が著しく劣化する。このため、Ｍｎ量は１．０〜１．６％の範囲とする。好ましくは、１．２〜１．６％の範囲である。より好ましくは、１．４〜１．６の範囲である。

Ｐ：０．００９％以下
Ｐの低減は本発明の最も重要な要素の一つである。Ｐは島状マルテンサイトに濃化し、島状マルテンサイトの生成を助長するとともに、島状マルテンサイト自体の靭性を低下させる元素である。ＨＡＺ靱性を向上するためには、できるだけ低減することが望ましい。特に低Ｓｉ化と組み合わせたときには、島状マルテンサイトの生成量が顕著に減少し、ＨＡＺ靭性が著しく向上する。Ｐを０．００９％以下とすることによってＨＡＺ靭性向上効果が顕著となるため、Ｐ量は０．００９％以下とする。好ましくは、０．００５以下である。

Ｓ：０．０００７％以下
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは圧延により伸長し、特にシャルピー試験片を板厚方向（Ｚ方向）に採取した際に、吸収エネルギーを顕著に低下させる。ＭｎＳは板厚中央の中心偏析部に多く偏在する。エレクトロスラグ溶接の熱影響部は広範囲に及ぶため、中心偏析部が熱影響部に含まれることがあり、このような位置のシャルピー衝撃吸収エネルギーは顕著に低下する。これを改善するためには、Ｓを極限まで低減し、ＭｎＳをできるだけ減少することが必要である。Ｓを０．０００７％以下まで低減すれば、ＭｎＳの影響はほとんど認められなくなるため、Ｓ量は０．０００７％以下とする。好ましくは、０．０００６％以下である。

Ｍｏ：０．２０〜０．６０％
Ｍｏは本発明において、強度確保のために必須の重要元素である。Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉなどの合金添加は、連鋳スラブの表面性状を劣化させたり、中央偏析部の硬さの上昇によるスラブ内部欠陥増加などの問題を引き起こす問題がある。また、超大入熱溶接のＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺの島状マルテンサイト生成を促進し、靱性を劣化させるため、Ｍｏを用いて母材およびＨＡＺの強度を確保する。０．２０％以上を添加することによって、粒界フェライトの生成を抑制し、母材およびＨＡＺの組織をベイナイト主体とすることができ、５９０ＭＰａ以上の引張強度が得られる。０．６０％を超えると耐溶接割れ性が低下するので、Ｍｏ量は０．２０〜０．６０％の範囲とする。好ましくは、０．２５〜０．５５の範囲である。より好ましくは、０．３０〜０．５０の範囲である。

Ａｌ：０．００５〜０．０６０％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、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。また、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、Ｎによる靭性低下や割れ発生する効果も有する。このような効果は０．００５％以上の添加で認められるが、０．０６０％を超えて添加すると、母材の靱性が低下するとともに、溶接時に溶接金属に混入して靱性を劣化させる。このため、Ａｌ量は０．００５〜０．０６０％の範囲とする。好ましくは、０．０１０〜０．０４５％の範囲である。より好ましくは、０．０２０〜０．０３５の範囲である。

Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％
Ｎｂは、析出強化によって強度を上昇する効果と、制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、その後の変態組織を微細化して母材を強靱化する効果を有する元素である。また、Ｔｉと同時に添加することにより、複合炭窒化物（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）を形成する。（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）は、ＴｉＮよりもフェライトやベイナイトの核生成サイトとしての機能が高く、ＨＡＺ組織の微細化に顕著に寄与する。これらの効果を得るには０．００５％以上の添加が必要である。また、０．０３０％を超える添加は、著しく母材およびＨＡＺ靱性を低下させるので、Ｎｂは０．００５〜０．０３０％の範囲とする。好ましくは、０．００８〜０．０２０％の範囲である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強く凝固時にＴｉＮとして析出し、ＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化抑制、あるいはフェライト変態核としてＨＡＺの高靱化に寄与する。このような効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。一方、０．０２０％を超えて添加すると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、上記した効果が期待できなくなる。このため、Ｔｉ量は０．００５〜０．０２０％の範囲とする。好ましくは、０．００８〜０．０２０％の範囲である。

Ｎ：０．００２５〜０．００５５％
固溶Ｎは母材や超大入熱溶接のＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺの島状マルテンサイト生成を促進して靱性を劣化させる。一方、ＴｉやＮｂと結びついて窒化物を形成した場合、ピンニング効果によりオーステナイト粒の粗大化を防いだり、フェライトやベイナイトの核生成サイトとして機能することにより、ＨＡＺ組織の微細化に寄与する。このような効果を得るには、少なくとも０．００２５％添加する必要がある。一方、０．００５５％を超えると、窒化物が多すぎたり、粗大化することにより、むしろ靱性が低下する場合があるので、Ｎ量は０．００２５〜０．００５５％の範囲とする。好ましくは、０．００３０〜０．００５０％の範囲である。

（Ｔｉ＋Ｎｂ／５）×Ｎ： ３．０×１０^−５ 〜９．０×１０^−５
（Ｔｉ＋Ｎｂ／５）×Ｎの値が３．０×１０^−５ 未満では、十分な数の複合窒化物（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎが生成しない。一方、９．０×１０^−５ を超えると、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎが多くなり、粗大化するため、ＨＡＺ靭性が低下する。そこで、（Ｔｉ＋Ｎｂ／５）×Ｎの値は、３．０×１０^−５〜９．０×１０^−５の範囲とする。なお、好ましくは、４．０×１０^−５〜８．０×１０^−５の範囲である。

（Ｔｉ＋Ｎｂ／３）／Ｎ： ２．５〜５．５
（Ｔｉ＋Ｎｂ／３）／Ｎの値が２．５未満では、固溶Ｎが鋼中に残存してＨＡＺ靭性は低下する。一方、５．５を超えると、複合窒化物（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎが粗大化してしまい、ＨＡＺ靱性が低下する。そこで、（Ｔｉ＋Ｎｂ／３）／Ｎの値は、２．５〜５．５の範囲とする。好ましくは、２．５〜４．０の範囲である。

Ｂ：０．０００３％以下
Ｂは小入熱溶接のＨＡＺを硬化させて耐溶接割れ性を損ねたり、超大入熱溶接のＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺの島状マルテンサイト生成を促進して靱性を劣化させるため、Ｂ量は０．０００３％以下とする。

本発明では、さらに、式（３）、式（４）に規定する炭素当量Ｃｅｑ、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍの範囲を定める。

炭素当量Ｃｅｑ：０．４０〜０．４７％
最大板厚１００ｍｍまでの厚肉材で母材およびＨＡＺの強度を確保するためには、Ｃｅｑを０．４０％以上とする必要があるが、０．４７％を超えると溶接性が低下し、またＨＡＺ靱性が低下するため炭素当量Ｃｅｑは、０．４０〜０．４７の範囲とする。

Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（％） ・・・・・・・・・・・・・（３）
但し、元素記号は各元素の質量％を表す。

溶接割れ感受性指数Ｐｃｍ：０．２１％以下
耐低温割れ性を良好に保ち，板厚６０ｍｍ以上の厚肉材でもほぼ予熱を必要としない溶接性を確保するため、溶接割れ感受性指数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＋５Ｂ（％） ・・・（４）
但し、元素記号は各元素の質量％を表す。

以上が本発明の基本化学成分であり、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなるが、さらに所望の強度、靭性を得るために、Ｃｒ、Ｖの１種または２種を選択元素として添加してもよい。

Ｃｒ：０．０５〜０．６０％
Ｃｒは、スラブ表面性状や中央偏析部に及ぼす悪影響が少なく、超大入熱溶接のＣＧＨＡＺおよび小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺの靭性の劣化も少ない元素であり、母材およびＨＡＺの強度調整のため必要に応じて添加できる。強度を上昇させる効果を得るには０．０５％以上の添加が必要で、０．６０％を超えると溶接性が低下するため、Ｃｒを添加する場合は、Ｃｒ量は０．０５〜０．６０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、０．１５〜０．３５％の範囲である。

Ｖ：０．００５〜０．０８０％
Ｖは、析出強化によって強度を上昇する効果を有する。必要に応じて添加することができるが、このような効果を得るには０．００５％以上の添加が必要である。０．０８０％以上のＶは著しくＨＡＺ靱性を低下するので、Ｖを添加する場合は、Ｖ量は０．００５〜０．０８０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、０．０１０〜０．０５０％の範囲である。

さらに所望の強度、靭性を得るために、Ｃｕ、Ｎｉの１種または２種を選択元素として添加してもよい。

Ｃｕ：０．０５〜０．３０、Ｎｉ：０．０５〜０．３０、Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｎｉ：１．６％以下
Ｃｕ、Ｎｉは、Ｍｎと同様に、鋼の強度を増加させる元素であり、母材およびＨＡＺの強度を確保するために、必要に応じて添加できる。

Ｃｕは鋼の強度を増加させる作用を有しており、この効果を得るには０．０５％以上の添加が必要である。しかし、０．３０％を超えてＣｕを添加するとスラブ割れが発生しやすくなるため、Ｃｕを添加する場合は、Ｃｕ量は０．０５〜０．３０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、０．０５〜０．１５％の範囲である。

Ｎｉも鋼の強度を増加させる作用を有しており、この効果を得るには０．０５％以上の添加が必要である。しかし、０．３０％を超えてＮｉを添加するとスラブ割れが発生しやすくなるため、Ｎｉを添加する場合は、Ｎｉ量は０．０５〜０．３０％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、０．０５〜０．２０％の範囲である。

なお、Ｃｕ、Ｎｉを添加する場合はさらに、下記式（５）を満たすことが好ましい。

Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｎｉ ≦ １．６（％） ・・・・・・・・・・・・（５）
但し、元素記号は各元素の質量％を表す。

Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｎｉを１．６％以下とする理由は、Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｎｉが１．６％を超えると、凝固時の中央偏析部への濃化が著しく、中央偏析部の硬さが上昇し、スラブ内部欠陥が増加する問題を引き起こし易くなるためである。

さらに材質を改善する目的でＣａ、ＲＥＭ、Ｍｇの中から選ばれる１種以上を選択元素として添加してもよい。

Ｃａ：０．０００５〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００３０％、
Ｍｇ：０．００１０〜０．００２０％
Ｃａ、ＲＥＭおよびＭｇは、硫化物の形態制御を介して鋼の延性向上に寄与する元素である。これらの元素の硫化物または酸化物粒子はＭｎＳと複合して溶接時にフェライト変態核として作用し、ＨＡＺ靱性の向上に寄与する。これらの効果を発揮させるには、少なくとも０．０００５％以上のＣａ、０．００１０％以上のＲＥＭまたはＭｇを添加する必要がある。一方、Ｃａは０．００２０％を超えて添加した場合、過剰量のＣａ系介在物が生成し、逆に靱性が低下する場合がある。このため、Ｃａを添加する場合は、Ｃａ量は０．０００５〜０．００２０％の範囲とすることが好ましい。同様の理由で、ＲＥＭまたはＭｇを添加する場合は、ＲＥＭ量は０．００１０〜０．００３０％、Ｍｇ量は０．００１０〜０．００２０％の範囲とすることが好ましい。

さらに、ＨＡＺ靱性を向上させるために、硫化物系介在物の清浄度やＴｉを含む窒化物または炭窒化物のサイズを規定してもよい。

硫化物系介在物の清浄度：０．００２％以下
Ｚ方向シャルピー吸収エネルギーは、圧延方向に伸長した硫化物系介在物の清浄度の向上に伴い向上する。清浄度を０．００２％以下とすると、中央偏析部でも十分な靭性を確保することができるため、硫化物系介在物の清浄度は０．００２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００１％以下である。硫化物系介在物の清浄度はＪＩＳ Ｇ ０５５５付属書１の「点算法による非金属介在物の顕微鏡試験方法」により算出する。

Ｔｉを含む窒化物または炭窒化物（但し、ＴｉとＮｂの複合炭窒化物を含む）の平均サイズを円相当直径：１０〜１００ｎｍ
ＭｎＳはフェライトやベイナイトの核生成サイトとして機能して、ＨＡＺ組織の微細化に寄与するが、Ｚ方向シャルピー吸収エネルギーを向上するためにＳ含有量を極限まで低下する場合、同様の機能を有する他の介在物・析出物を鋼中に分散させる必要がある。Ｔｉを含む窒化物（ＴｉＮ、および／またはＴｉとＮｂの複合窒化物（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎ）および／または炭窒化物（Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）および／またはＴｉとＮｂの複合炭窒化物（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ））は、ＭｎＳと同様にフェライトやベイナイトの核生成サイトとしての機能を有するが、粒子サイズが小さすぎると相変態にほとんど影響を及ぼさず、核生成サイトとしての機能が小さい。一方、大きすぎると破壊の起点になることにより、靱性が低下してしまうため、平均サイズを円相当直径に換算して５ｎｍ以上５０ｎｍ以下の範囲とするのが好ましい。より好ましくは１０ｎｍ以上３０ｎｍ以下の範囲である。

なお本発明は、上述した組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等で常法によりスラブ等の鋼素材とすることができるが、鋼の溶製方法や鋳造方法を特定するものではない。また、圧延後の熱処理も、再加熱焼入れ（ＲＱ）、直接焼入れ（ＤＱ）、二相域焼入れ（Ｑ′）、焼戻し（Ｔ）や制御圧延（ＣＲ）、制御圧延＋加速冷却（ＴＭＣＰ）を組合せて行うことができる。焼入温度は、９００℃以下が好ましい。

転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、表１に示す組成に調製された鋼素材（スラブ：板厚２５０ｍｍ）を熱間圧延により１００ｍｍ厚および４０ｍｍ厚の鋼板とした。各鋼板の製造条件を表３に示す。

得られた各厚鋼板の板厚１／４位置から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性を調査した。また、得られた各厚鋼板の板厚１／４位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２の規定に準拠して、Ｖノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、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℃における吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）を求め、母材靱性を評価した。

硫化物系介在物の清浄度は板厚１／２位置から圧延方向断面の光学顕微鏡サンプルを切り出し、ＪＩＳ Ｇ ０５５５付属書１の「点算法による非金属介在物の顕微鏡試験方法」により算出した。また、Ｔｉを含む窒化物または炭窒化物（但し、ＴｉとＮｂの複合炭窒化物を含む）の平均サイズはＴＥＭ用のレプリカサンプルを板厚１／４位置から採取し、１万倍で観察し、１００個以上のＴｉを含む窒化物または炭窒化物を観察し、これらの円相当直径の平均として算出した。

また、得られた各厚鋼板から、継手用試験板（大きさ：４００×６００ｍｍ）を採取し、図１に示すような開先形状としたエレクトロスラグ溶接（溶接入熱量：１０００ｋＪ／ｃｍ）により、溶接継手を作製した。なお、供給ワイヤは、ＪＩＳ Ｚ ３３５３ ＹＥＳ６２相当品、フラックスはＪＩＳ Ｚ ３３５３ ＦＳ−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および中心偏析部（スキンプレート板厚４０ｍｍの継手のみ）とするＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して、試験温度：０℃でのシャルピー衝撃試験を行って、継手ボンド部の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０℃）を求め、継手靱性を評価した。また、誘導加熱によって、１４００℃および８００℃をピーク温度として、８００℃→５００℃の平均冷却速度を５０℃／ｓとする小入熱多パス溶接のＩＣＣＧＨＡＺに相当する２重熱サイクルを与えた試料からＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０℃）を求めた。得られた結果を表２に示す。

また、ショートビード最高硬さ試験はＪＩＳ Ｚ ３１０１に準拠して行った。ＪＩＳ Ｚ３２１１ Ｅ６２１６−Ｎ１Ｍ１ Ｕに該当する被覆アーク溶接棒（径４．０ｍｍ）を用い、溶接電流１７０Ａ、電圧２４Ｖ、溶接速度１５０ｍｍ／分で溶接ビードを鋼板上に形成し、ビード下の熱影響部の硬さを測定し、最高硬さを求めた。得られた結果を表２に示す。

なお、母材特性の評価は降伏強さ（ＹＳ）が４４０ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８０％以下、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上の全てを満足する場合を合格とした。

また、溶接熱影響部靭性の評価は、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超えるエレクトロスラグ溶接継手のボンド部（ＣＧＨＡＺ）およびＨＡＺに含まれている中心偏析部において、シャルピー衝撃試験の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）が平均４７Ｊ以上の靭性を有し、さらに溶接入熱量２０〜５０ｋＪ／ｃｍの小入熱多パス溶接におけるＩＣＣＧＨＡＺにおいても、シャルピー衝撃試験の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）が平均４７Ｊ以上の靭性を有する場合を合格とした。

また、「耐溶接割れ性の評価は、長さ４０ｍｍのショートビート溶接部の最高硬さがＨＶ３５０未満且つ、溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０．２１％以下である場合を合格とした。

表１に示すように、鋼Ｎｏ．Ａ〜鋼Ｎｏ．Ｉは成分組成が本発明の範囲内である発明例であり、鋼Ｎｏ．Ｊ〜鋼Ｎｏ．Ｚは成分組成が本発明の範囲外である比較例である。これらの鋼を用いて製造した鋼板の母材、溶接部の試験結果が表２であり、鋼板Ｎｏ．１〜鋼板Ｎｏ．１２および鋼板Ｎｏ．３１〜鋼板Ｎｏ．４２は、成分組成が本発明の範囲内である鋼Ｎｏ．Ａ〜鋼Ｎｏ．Ｉを使用したので、母材部強度、靭性、ＨＡＺ部靭性とも優れた値が得られた。

鋼板Ｎｏ．１３〜鋼板Ｎｏ．２９および鋼板Ｎｏ．４３〜鋼板Ｎｏ．５９は、成分組成が本発明の範囲外である鋼Ｎｏ．Ｊ〜鋼Ｎｏ．Ｚを用いて製造した比較例であり、母材部強度、靭性、ＨＡＺ部靭性の何れかが目標の特性を満足せず、発明例に比べて劣った結果となった。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．０６〜０．０９％、Ｓｉ：０．０１〜０．０７％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｐ：０．００９％以下、Ｓ：０．０００７％以下、Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％を含有し、さらにＮｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００２５％〜０．００５５％を下記式（１）および式（２）を満すように含有し、さらにＢ：０．０００３％以下であり、かつ、下記式（３）で表される炭素当量Ｃｅｑを０．４０〜０．４７％、下記式（４）で表される溶接割れ感受性指数Ｐｃｍを０．２１％以下とし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。
   ３．０×１０^−５ ≦ （Ｔｉ＋Ｎｂ／５）×Ｎ ≦ ９．０×１０^−５ ・・・（１）
   但し、元素記号は各元素の質量％を表す。
   ２．５ ≦ （Ｔｉ＋Ｎｂ／３）／Ｎ ≦ ５．５ ・・・・・・（２）
   但し、元素記号は各元素の質量％を表す。
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５
   ＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（％） ・・・・・・・・・・・・・（３）
   但し、元素記号は各元素の質量％を表す。
   Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０
   ＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％） ・・・（４）
   但し、元素記号は各元素の質量％を表す。
2. さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．６０％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％の１種または２種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靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。
3. さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．３０、Ｎｉ：０．０５〜０．３０の１種または２種を、下記式（５）を満すように含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。
   Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｎｉ ≦ １．６（％） ・・・・・・・・・・・・（５）
   但し、元素記号は各元素の質量％を表す。
4. さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．００３０％、Ｍｇ：０．００１０〜０．００２０の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。
5. さらに、硫化物系介在物の清浄度を０．００２％以下、Ｔｉを含む窒化物または炭窒化物（但し、ＴｉとＮｂの複合炭窒化物を含む）の平均サイズを円相当直径で５〜５０ｎｍとすることを特徴とする請求項１乃至４の何れかに記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板。

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