JP6299676B2

JP6299676B2 - 高張力鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP6299676B2
Application number: JP2015116273A
Authority: JP
Inventors: 克行一宮; 長谷　和邦; 和邦長谷
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Filing date: 2015-06-09
Publication date: 2018-03-28
Anticipated expiration: 2035-06-09
Also published as: JP2017002349A

Description

本発明は、船舶や海洋構造物、圧力容器、ペンストックなどの鋼構造物に用いられる高張力鋼板とその製造方法に関し、特に、板厚が３５〜１００ｍｍ、降伏応力ＹＳが４６０ＭＰａ以上で、母材の強度および靭性特性に優れるだけでなく、多層盛溶接した溶接熱影響部における低温靭性にも優れる厚肉の高張力鋼板および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、ペンストックなどの鋼構造物に用いられる鋼板（厚鋼板）は、溶接接合して所望の形状および寸法の構造物として仕上げられる。そのため、これらの鋼板には、鋼構造物としての安全性を確保する観点から、母材の強度が高く、靭性に優れていることは勿論のこと、溶接部（溶接金属や溶接熱影響部）の靭性にも優れていることが要求される。

鋼板の靭性を評価する基準としては、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、より信頼性の高い亀裂開口変位試験（ＣＴＯＤ試験；ＣｒａｃｋＴｉｐＯｐｅｎｉｎｇＤｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔＴｅｓｔ）が用いられることが多くなってきている。この試験は、靭性評価部に疲労予亀裂を発生させた試験片を３点曲げし、破壊直前の亀裂の口開き量（塑性変形量）を測定して脆性破壊の発生抵抗を評価しようとするものである。なお、以降、上記「ＣＴＯＤ試験」で得られた評価結果を「ＣＴＯＤ値」または「ＣＴＯＤ特性」ともいう。

ところで、上記ＣＴＯＤ試験では疲労予亀裂を用いるので、極めて微小な領域が靭性の評価部となるため、局所的な脆化域（以下、局所脆化域とも記す。）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ＣＴＯＤ値を示すことがある。上記局所脆化域は、板厚が厚い鋼板などに多層盛溶接を施した際、複雑な熱履歴を受ける溶接熱影響部（ＨＡＺ：ＨｅａｔＡｆｆｅｃｔｅｄＺｏｎｅ）で発生し易く、特に、ボンド部（溶接金属と母材の境界）や、溶接熱影響部の中で上記ボンド部に近く、多層盛溶接時に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、後続の溶接による入熱でフェライトとオーステナイトの２相域に再加熱される領域、以降、「２相域再加熱部」ともいう）が局所脆化域となり易い。ボンド部近傍の溶接熱影響部の靭性が低下するのは、ボンド部近傍の溶接熱影響部は、融点直下の高温に曝されて、オーステナイト粒が粗大化し、続く冷却時により靭性の低い上部ベイナイト組織が生成し易いためである。また、溶接熱影響部のボンド部近傍の２相域再加熱部では、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易いことも、ボンド部近傍の溶接熱影響部の靭性が低下する理由である。

そこで、上記溶接熱影響部の靭性低下を抑制するため、従来から、鋼中にＴｉＮを微細分散させて、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、溶接熱影響部のボンド部近傍では、ＴｉＮが溶解する温度域にまで加熱されることがあるため、上記ＴｉＮの析出効果が消失してしまうという問題がある。

その他の技術としては、例えば、特許文献１や特許文献２には、希土類元素（ＲＥＭ：ＲａｒｅＥａｒｔｈＭｅｔａｌ）をＴｉと共に複合添加し、鋼中に微細粒子を分散させることによって、オーステナイトの粒成長を抑制し、溶接部の靭性を向上させる技術が開示されている。
また、Ｔｉの酸化物を鋼中に微細分散させる技術や、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、合金元素量が少なく、溶接熱影響部の組織がフェライトを有する鋼板を対象としている。

そこで、溶接熱影響部におけるフェライトの生成を促進する技術として、例えば、特許文献３には、Ｍｎの添加量を２．０質量％以上に高める技術が開示されている。しかし、Ｍｎは、連続鋳造で鋼素材（スラブ）を製造した場合、中心部に偏析し易い元素であり、Ｍｎ偏析部は、溶接後の冷却時に変態が促進され、高硬度となるため破壊の起点となり易い。そのため、Ｍｎの過剰添加は、溶接熱影響部のみならず母材の靭性低下をも引き起こす。

一方、２相域再加熱部は、多層盛溶接時における２相域への再加熱で、オーステナイトに逆変態した領域に炭素が濃化し、冷却中に島状マルテンサイトＭＡを含む脆弱なベイナイト組織が生成するため、靭性が低下するという問題がある。そこで、鋼成分を低Ｃ、低Ｓｉ化して島状マルテンサイトＭＡの生成を抑制して靭性を向上させ、さらに、Ｃｕを添加することにより、母材強度を高める技術が開示されている（例えば、特許文献４、５参照）。これらの技術は、時効処理によってＣｕを析出させて強度を高めるものであるが、多量のＣｕを添加するため、熱間加工性が低下し、生産性を阻害するという問題がある。

ところで、近年、船舶や海洋構造物、圧力容器、ペンストックなどの鋼構造物は、大型化する傾向にあり、それに伴い、鋼構造物に使用される鋼板の厚肉化と高強度化が進められている。鋼構造物に用いられる鋼板には、主として板厚が３５〜１００ｍｍ程度の厚肉鋼板が用いられているが、降伏応力ＹＳが４２０ＭＰａ級やそれ以上の強度を得るためには、合金元素の添加量が多い方が有利である。しかし、合金元素の多量の添加は、ボンド部や２相域再加熱部の靭性確保を困難にすることは上述したとおりである。

この問題に対して、特許文献６には、溶接熱影響部の２相域再加熱部の島状マルテンサイトＭＡを低減するために、ＭｎとＣｒの添加量を適正化する技術が開示されている。しかし、この技術は、入熱量が５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接用鋼材に関する技術であり、入熱量が１００ｋＪ／ｃｍ以下の小〜中入熱で多層盛溶接する鋼板を対象とするものではない。また、特許文献６の技術は、Ｎｂを添加していないため、制御圧延技術を適用することができず、母材の靭性が十分ではないという問題がある。

また、特許文献７には、所定の成分組成の下で炭素当量Ｃｅｑを適正化することによって、合金元素の多い鋼成分であっても、４２０ＭＰａ以上の降伏応力と良好な低温靭性、特にＣＴＯＤ特性を両立させる技術が提案されている。この技術によって、鋼構造物に適用することができ、降伏応力が４２０ＭＰａ以上で、小〜中入熱による多層盛溶接した溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れる高張力鋼材を製造することが可能となった。

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号公報特許第５３６５１４６号公報特開２０１２−１８４５００号公報

上述したように、近年、鋼構造物は、重厚長大化する傾向にあり、それに伴い、船舶や海洋構造物の分野においては、高強度（高降伏応力）で板厚が厚く、かつ、溶接熱影響部の低温靭性に優れる鋼板、特に、板厚が３５〜１００ｍｍで、降伏応力が４６０〜６２０ＭＰａであり、多層盛溶接した溶接熱影響部が優れたＣＴＯＤ特性を有する鋼板に対する要望が高まっている。

上記の要望に対し、前述した特許文献７に開示の技術によって、合金元素の多い鋼成分系であっても４２０ＭＰａ以上の降伏応力と良好な低温靭性（以下、ＣＴＯＤ特性とも記す。）を実現するための方途は拓かれた。しかし、板厚が５０ｍｍ超の鋼板においては、板厚が５０ｍｍ以下の鋼板の場合と同様の強度特性を得るまでには至っていない。すなわち、特許文献７に記載の技術では、板厚が５０ｍｍ以下の鋼板では降伏応力が５００ＭＰａ以上の強度が得られるが、例えば、板厚が７０ｍｍの鋼板では、降伏応力が高々４６２ＭＰａのものが得られている。しかし、高強度化を狙って、合金元素を単に多量に添加するだけでは、ＣＴＯＤ特性が低下してしまう。このように、特許文献７に開示の技術をはじめ、従来の技術によっては、板厚が３５〜１００ｍｍで、降伏応力が４６０〜６２０ＭＰａであり、多層盛溶接した溶接熱影響部が優れたＣＴＯＤ特性を有する鋼板がまだ得られていなかった。

本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、板厚が３５〜１００ｍｍ、降伏応力が４６０ＭＰａ以上で、入熱量が１００ｋＪ／ｃｍ以下で多層盛溶接した溶接熱影響部におけるＣＴＯＤ特性に優れる高張力鋼板を提供するとともに、その有利な製造方法を提案することにある。

発明者らは、上記課題を解決するため、鋼の成分組成が溶接部に及ぼす影響に着目して鋭意検討を重ねた。その結果、以下のことを知見した。
ｉ）ＣＴＯＤ特性は、鋼板全厚の試験片で評価されるため、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には、中心偏析し易い元素、具体的にはＣ、Ｍｎ、Ｐ、ＮｉおよびＮｂの含有量を適正範囲に制御し、中心偏析部の硬さの上昇を抑制することが重要である。
ｉｉ）溶接熱影響部の靭性を向上させるためには、鋼中に均一微細に分散させたＴｉＮを析出させて、溶接熱影響部のボンド部近傍でのオーステナイト粒の粗大化を抑制することが有効である。
ｉｉｉ）ＣＴＯＤ値と強度とはトレードオフの関係にあるので、単にＣｅｑを上昇させて高強度化を図ると、ＣＴＯＤ特性が低下してしまうが、低Ｃ−低Ｐ−高Ｎｉ系の成分系とすることで、強度−ＣＴＯＤ特性のバランスを改善することができる。
ｉｖ）さらに、溶接熱影響部の靭性をより向上させるためには、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）を晶出させて、溶接熱影響部の靭性向上に利用するのが有効である。
ｖ）また、鋼素材を特定の成分組成としつつ、鋼板の製造方法において、スラブ加熱温度、圧延条件を制御することで、強度、靱性に優れた鋼板を製造することができる。

上記知見に基づいて開発した本発明の要旨は、次の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．８０％、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００３５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：１．０〜４．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００２０〜０．００５０％を含有し、さらに、Ｃｒを３５Ｃｒ＋８Ｍｎ≧６３を満たして含有し、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、降伏応力ＹＳが４６０ＭＰａ以上、シャルピー衝撃試験における−８０℃の試験温度での吸収エネルギーｖＥ−８０℃が２００Ｊ以上である高張力鋼板。

［２］さらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％未満、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％およびＭｇ：０．０００２〜０．００３０％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前記［１］に記載の高張力鋼板。

［３］さらに、質量％で、Ｏ：０．００３０％以下含有し、かつ、上記Ｃａ，ＳおよびＯが下記（１）式を満たして含有する前記［２］に記載の高張力鋼板。
０＜｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／（１．２５×Ｓ）＜１・・・（１）
ただし、上記式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）である。

［４］前記［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を１０３０〜１２００℃の加熱温度に加熱した後、９５０℃以上の温度における累積圧下率を３０％以上、９５０℃未満の温度における累積圧下率を３０〜７０％とする熱間圧延をし、１．０℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行う高張力鋼板の製造方法。

［５］前記加速冷却を行った後、さらに、４５０〜６５０℃の温度で焼戻処理を施す前記［４］に記載の高張力鋼板の製造方法。

なお、本発明において、高張力鋼板とは、降伏応力が４６０ＭＰａ以上の鋼板のことを指す。

本発明によれば、船舶や海洋構造物などの大型鋼構造物用として好適な、板厚が３５〜１００ｍｍ、降伏応力が４６０ＭＰａ以上で、入熱量が１００ｋＪ／ｃｍ以下で多層盛溶接した溶接熱影響部におけるＣＴＯＤ特性に優れる高張力鋼板を安定して製造し、提供することができる。

本発明に係る高張力鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．８０％、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００３５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：１．０〜４．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００２０〜０．００５０％を含有し、さらに、Ｃｒを３５Ｃｒ＋８Ｍｎ≧６３を満たして含有し、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、降伏応力ＹＳが４６０ＭＰａ以上、シャルピー衝撃試験における−８０℃の試験温度での吸収エネルギーｖＥ−８０℃が２００Ｊ以上である。本発明の高張力鋼板は、板厚を３５〜１００ｍｍとして用いられる。

以下、本発明の高張力鋼板について説明する。まず、本発明の高張力鋼板が有すべき成分組成について説明する。以下において、成分組成の「％」表示は質量％を意味する。

Ｃ：０．０１０〜０．０８０％
Ｃは、高張力鋼板としての母材の強度の確保に必要な元素である。Ｃ含有量が０．０１０％未満では焼入性が低下するため、目標の強度（降伏応力ＹＳ≧４６０ＭＰａ）を確保するためには、ＣｕやＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどの焼入性向上元素を多量に含有することが必要となり、原料コストの上昇や溶接性の低下を招く。一方、Ｃ含有量が０．０８０％を超えると、溶接部の靭性が低下する。よって、Ｃ含有量は０．０１０〜０．０８０％の範囲とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．０１５〜０．０７５％の範囲である。さらに好ましくは、Ｃ含有量は０．０２０〜０．０６５％の範囲である。

Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤として、また、母材の強度を高めるために含有する元素であり、０．０１％以上含有する必要がある。しかし、Ｓｉを０．５０％超えて多量に含有すると、溶接性の低下と溶接部の靭性低下を招く。よって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５０％の範囲とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．３５％の範囲である。

Ｍｎ：０．２０〜１．８０％
Ｍｎは、母材および溶接部の強度を確保するために、０．２０％以上含有する必要がある。しかし、Ｍｎを１．８０％超えて含有すると、溶接性を低下させるだけでなく、焼入性が過剰となって母材および溶接部の靭性を低下させる。よって、Ｍｎ含有量は０．２０〜１．８０％の範囲とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．３０〜１．８０％の範囲である。

Ｐ：０．０１２％以下
Ｐは、鋼板中に不可避的に混入してくる不純物元素であり、母材および溶接部の靭性を低下させる元素でもある。特に、Ｐ含有量が０．０１２％を超えると、ＣＴＯＤ特性が著しく低下するため、本発明ではＰ含有量の上限を０．０１２％に制限する。好ましくは、Ｐ含有量は０．００８％以下である。

Ｓ：０．００３５％以下
Ｓは、鋼板中に不可避的に混入してくる不純物元素であり、０．００３５％超えで含有すると、母材および溶接部の靭性を低下させる。よって、Ｓ含有量の上限は０．００３５％とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００３０％以下である。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％
Ａｌは、溶鋼を脱酸するために含有する元素であり、ｓｏｌ．Ａｌで０．０１０％以上含有する必要がある。一方、ｓｏｌ．Ａｌで０．０６０％を超えて含有すると、母材および溶接部の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に混入し、靭性を低下させるので、ｓｏｌ．Ａｌの上限は０．０６０％とする。好ましくは、ｓｏｌ．Ａｌで０．０１７〜０．０５５％の範囲である。さらに好ましくは、ｓｏｌ．Ａｌで０．０２０〜０．０５５％の範囲である。

Ｎｉ：０．１〜２．０％
Ｎｉは、鋼板の強度と靭性の向上に有効である他、溶接部のＣＴＯＤ特性の向上にも有効な元素である。これらの効果を得るためには、Ｎｉを０．１％以上含有することが必要である。一方、Ｎｉは高価な元素であること、過度にＮｉを含有すると、鋳造時にスラブ表面疵の発生を招くことから、Ｎｉ含有量の上限は２．０％とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．１〜１．８％の範囲である。

Ｃｒ：１．０〜４．０％
Ｃｒは、鋼板の焼入性を向上して母材の強度や靭性を確保するのに有用な元素である。また、フェライト安定化元素であり、Ｍｎによる過度のオーステナイト安定化を防止し、島状マルテンサイトＭＡの生成を抑制する効果を有する。すなわち、Ｍｎ単独の含有は焼入れ性を高めるだけであるが、フェライト安定化元素であるＣｒを含有することによって、Ｍｎによる過度のオーステナイト安定化が緩和され、島状マルテンサイトＭＡの生成が抑制される。このような効果を得るためには、Ｃｒを１．０％以上含有することを必要とする。しかし、Ｃｒを過剰に含有すると、溶接熱影響部の硬さが上昇し、靭性が低下するので、Ｃｒ含有量の上限は４．０％とする。好ましくは、Ｃｒ含有量は１．０〜３．８％の範囲である。

なお、本発明において、溶接熱影響部における島状マルテンサイトＭＡの生成を抑制する効果を得るために、７Ｃｒ＋１８Ｍｎ≦６３を満たすことが必要であるが、前述したように、Ｍｎ含有量が０．２０〜１．８０％であると共に、Ｃｒ含有量が１．０〜４．０％であることから、必然的に上記の７Ｃｒ＋１８Ｍｎ≦６３は満たされる。

Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％
Ｎｂは、オーステナイトの低温域における未再結晶域の形成に寄与する元素であり、この温度域で熱間圧延することにより、母材の組織の微細化および高靭性化を図ることができる。また、焼入れ性の向上や焼戻し軟化抵抗にも効果があり、母材の強度の向上に有効な元素でもある。上記の効果を得るためには、Ｎｂを０．００５％以上含有する必要がある。一方、Ｎｂを０．０４０％を超えて含有すると、溶接熱影響部の靭性が低下するため、Ｎｂ含有量の上限は０．０４０％とする。好ましくは、Ｎｂ含有量は０．００７〜０．０３５％の範囲である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、溶鋼が凝固する際、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、Ｔｉを０．００５％未満で含有すると、溶接部の靭性向上の効果が小さい。一方、Ｔｉを０．０２５％を超えて含有すると、ＴｉＮが粗大化して母材や溶接部の靭性改善効果が得られない。よって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０２５％の範囲とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．００６〜０．０２３％の範囲である。

Ｎ：０．００２０〜０．００５０％
Ｎは、ＴｉやＡｌと結合して析出物を形成することによって結晶粒を微細化し、母材の靭性を向上させる効果がある。また、溶接熱影響部の組織の粗大化を抑制するＴｉＮを形成するために必要な元素でもある。これらの効果を発現させるために、Ｎを０．００２０％以上含有させる。しかし、Ｎを０．００５０％を超えて含有すると、固溶Ｎの増加により、母材や溶接部の靭性が著しく低下したり、ＴｉＮｂ複合析出物の生成に伴う固溶Ｎｂの減少によって強度低下を招いたりすることから、Ｎ含有量の上限は０．００５０％とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００２０〜０．００４７％の範囲である。

３５Ｃｒ＋８Ｍｎ≧６３
Ｃｒは、フェライト安定化元素であり、Ｍｎによる過度のオーステナイト安定化を緩和し、溶接熱影響部における島状マルテンサイトＭＡの生成を抑制する効果がある。すなわち、Ｍｎ単独添加では焼入れ性を高めるだけであるが、フェライト安定化元素であるＣｒを添加することによって、Ｍｎによる過度のオーステナイト安定化が緩和され、島状マルテンサイトＭＡの生成が抑制される。上記効果をより高めるためには、ＣｒをＭｎとの関係において、３５Ｃｒ＋８Ｍｎ≧６３を満たすよう含有することが必要である。

なお、本発明の高張力鋼板は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、上記成分以外であっても、本発明の作用効果を害しない範囲内であれば、含有することを拒むものではない。なお、不可避的不純物としては、例えばＯを０．０１％以下の範囲で含有することができる。また、好ましくは、Ｏを０．００３％以下の範囲で含有する。

本発明の高張力鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、ＣａおよびＭｇのうちから選ばれる１種または２種以上を下記の範囲で含有することができる。

Ｃｕ：１．０％未満
Ｃｕは、母材の強度を高めるために有効な元素であり、上記効果を得るためには、Ｃｕを０．１％以上含有することが好ましい。しかし、Ｃｕを１．０％以上含有すると、熱間加工性を低下するため、Ｃｕ含有量は１．０％未満とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．７％以下である。

Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
Ｍｏは、母材を高強度化するために有効な元素であり、特に高張力鋼板での強度向上効果が大きい。上記効果を得るためには、Ｍｏを０．０５％以上含有することが好ましい。しかし、過剰にＭｏを含有すると靭性に悪影響を及ぼすため、Ｍｏ含有量の上限は０．５０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｍｏ含有量は０．１０〜０．４５％の範囲である。

Ｖ：０．００５〜０．０５％
Ｖは、母材の強度と靭性の向上に有効な元素であるため、０．００５％以上含有することができる。しかし、Ｖ含有量が０．０５％を超えると、靭性の低下を招くため、Ｖを含有する場合は０．００５〜０．０５％の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、Ｖ含有量は０．００５〜０．０４５％の範囲である。

Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは、オーステナイト域から冷却される際にオーステナイト粒界に偏析し、焼入性を向上させることで強度を高める効果がある。この効果を得るためには、Ｂを０．０００５％以上含有することが好ましい。この効果は、Ｂ含有量が０．００３０％で飽和し、さらに０．００３０％を超えて過剰に含有すると、溶接熱影響部において島状マルテンサイトＭＡの生成を促進し、靭性を低下させる場合がある。そのため、Ｂは０．０００５〜０．０３０％の範囲で含有することが好ましい。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは、Ｓと結合してＣａＳを形成し、Ｓを固定することによって硫化物の形態を制御し、靭性を向上させる元素である。この効果を得るためには、Ｃａを０．０００５％以上含有することが好ましい。しかし、Ｃａを０．００５０％を超えて含有しても、その効果は飽和する。よって、Ｃａは０．０００５〜０．００５０％の範囲で含有することが好ましい。

Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％
Ｍｇは、Ｃａと同様にＳを固定することによって靭性を向上させる元素である。この効果を得るためには、Ｍｇを０．０００２％以上含有することが好ましい。しかし、Ｍｇを０．００３０％を超えて含有しても、その効果は飽和する。よって、Ｍｇは０．０００２〜０．００３０％の範囲で含有することが好ましい。

Ｏ：０．００３０％以下、かつ｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／（１．２５×Ｓ）が０超え１未満
前述したように、本発明の高張力鋼板は、不可避的不純物としてＯを含んでもよいが、Ｏは、０．００３０％を超えて含有すると、母材の靭性を低下する場合があるため、Ｏ含有量の上限は０．００３０％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｏ含有量は０．００２５％以下である。

また、本発明の高張力鋼板は、上記に説明したＣａ、ＳおよびＯが下記（１）式を満たして含有することが好ましい。
０＜｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／（１．２５×Ｓ）＜１・・・（１）
ただし、上記（１）式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）である。
上記（１）式の中辺である｛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指標値（ＡＣＲ（ＡｔｏｍｉｃＣｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎＲａｔｉｏ）とも称される）であり、硫化物の形態を推定することができる。

Ｃａの硫化物であるＣａＳは、酸化物に比べて低温で晶出するため、均一に微細分散させるのに有利である。そこで、ＣａＳを晶出させるとともに、ＣａＳ晶出後も固溶Ｓを確保するようにすれば、晶出したＣａＳの表面上にＭｎＳが析出して、高温でも溶解し難い複合硫化物を形成する。さらに、上記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。

上記のようにＣａＳを微細に分散して晶出させるためには、Ｃａの含有量およびＣａ添加時の溶鋼中のＳやＯの含有量を適正範囲に制御する必要があり、ＡＣＲの値を上記（１）の範囲に制御することによって、フェライト変態生成核となるＣａＳを微細に分散させることができる。
上記ＡＣＲが０以下では、ＣａＳが晶出せず、ＳはＭｎＳ単独の形態で析出するため、溶接熱影響部のフェライト生成核が得られない場合がある。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原因となりうる。一方、ＡＣＲが１以上では、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上に析出しなくなり、フェライト生成核となる複合硫化物の微細分散を実現することができないため、溶接熱影響部の靭性向上効果が得られない場合がある。したがって、上記ＡＣＲの値が０超え１未満の場合に、ＣａＳ上にＭｎＳが析出して複合硫化物を形成し、これがフェライト生成核として有効に機能する。より好ましいＡＣＲの値は０．２〜０．８の範囲である。

次に、本発明の高張力鋼板の製造方法について説明する。
前述した本発明の高張力鋼板は、従来の高張力鋼板の製造方法と同様に、転炉や電気炉、真空溶解炉等で鋼を溶製し、必要に応じて真空脱ガス処理等の二次精錬を施す常法の精錬プロセスで本発明に適合する成分組成に調整した溶鋼を連続鋳造して鋼素材（スラブ）とした後、該スラブを再加熱し、熱間圧延して所望の板厚とし、加速冷却する工程を経て製造することができる。また、上記加速冷却後の鋼板に、さらに焼戻し処理を施す工程を経て製造することもできる。

ただし、上記工程において、スラブ再加熱温度および熱間圧延における圧下率、加速冷却の冷却速度、ならびに、その後、必要に応じて施す焼き戻し処理の条件は、以下の要件を満たすことが重要である。
なお、本発明においては、特に記載しない限り、鋼板温度は、板厚中心部（板厚ｔの１／２ｔ部）の温度とする。上記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差分法等を用いた伝熱計算により求めることができる。

加熱温度（スラブ再加熱温度）：１０３０〜１２００℃
熱間圧延前に行う前のスラブ再加熱温度は、スラブ内部に存在する鋳造欠陥を熱間圧延によって確実に圧着させるため、１０３０℃以上とする必要がある。しかし、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、加熱温度の上限は１２００℃とする。好ましくは１０３０〜１１７０℃の範囲である。

９５０℃以上の温度域における熱間圧延の累積圧下率：３０％以上
熱間圧延時における再結晶を利用してオーステナイト粒を微細化するためには、９５０℃以上の再結晶温度域における累積圧下率を３０％以上とすることが必要である。９５０℃以上の温度域における累積圧下率が３０％未満では、スラブ再加熱時に生成した異常粗大粒が残存し、母材の靭性に悪影響を及ぼす場合がある。好ましくは、９５０℃以上の温度域における累積圧下率は３５％以上である。なお、この段階における累積圧下率の上限は、９５０℃未満の温度域における圧下率を確保できればよく、特に制限はない。

９５０℃未満の温度域における熱間圧延の累積圧下率：３０〜７０％
９５０℃未満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んだ内部歪の高い組織となる。上記内部歪は、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、９５０℃未満の温度域における累積圧下率が３０％未満では、歪エネルギーの蓄積が十分でなく、フェライト変態が起こり難くなるため母材の靭性が低下する。一方、９５０℃未満の温度域における累積圧下率が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、高強度と高靭性を両立できなくなる。好ましくは、９５０℃未満の温度域における累積圧下率は４０〜６５％の範囲である。

なお、熱間圧延の終了温度は６５０〜８５０℃の範囲とすることが好ましい。熱間圧延の終了温度が６５０℃未満では、加工フェライトが残留して靭性が低下する場合がある。一方、熱間圧延の終了温度が８５０℃を超えると、組織が粗粒となり、靭性が低下する場合がある。

冷却停止温度：６００℃以下、かつ冷却停止温度までの冷却速度：１．０℃／ｓ以上
上記熱間圧延終了後は、冷却速度を１．０℃／ｓ以上とし、６００℃以下の冷却停止温度まで加速冷却することが重要である。上記の冷却速度が１．０℃／ｓ未満では、強度が低いフェライトの生成を抑制できないため、十分な母材の強度が得られない。そのため、上記の冷却速度は１．０℃／ｓ以上とする。好ましくは、上記の冷却速度は１．２℃／ｓ以上である。なお、冷却速度の上限については特に制限はないが、母材の靭性を確保する観点から、上記の冷却速度は３０℃／ｓ以下が好ましい。
また、上記冷却停止温度を６００℃以下とする理由は、上記冷却停止温度が６００℃より高いと、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、高強度と高靭性とが両立しなくなるからである。ただし、加速冷却の冷却停止温度は、島状マルテンサイトＭＡなどの靭性に劣る硬質相の生成を抑制する観点から、３５０℃以上とすることが好ましい。なお、上記加速冷却後に焼戻し処理を施す場合には、上記加速冷却の冷却停止温度の下限は特に制限はない。

焼戻し温度：４５０〜６５０℃
上記加速冷却後、焼戻し処理を施す場合には、焼戻し温度は、鋼板の板厚中心温度で４５０〜６５０℃の範囲とすることが好ましい。焼戻し温度が４５０℃未満では、十分な焼戻しの効果が得られない場合がある。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て靭性が低下したり、強度の低下を招いたりする場合がある。そのため、焼戻し温度は４５０〜６５０℃の範囲とすることが好ましい。また、焼戻し処理の加熱方法は、焼戻し時における炭化物の粗大化を抑制する観点から、誘導加熱で行うことが好ましい。
なお、上記焼き戻し処理時間は、１０〜３００ｍｉｎの範囲とすることが好ましい。

上記に説明したように、本発明の高張力鋼板は、溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、さらに、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て、溶接熱影響部の組織を微細化する。そのため、溶接熱影響部おいても高い靭性が得られる。特に、多層盛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は、最初の溶接により溶接熱影響部の組織が微細化されているため、未変態領域の靭性が向上するだけでなく、再変態するオーステナイト粒も微細化することができるため、溶接時の入熱による靭性の低下を大幅に軽減することができる。

表１に示した各種成分組成を有する符号Ａ〜Ｘの鋼を溶製し、連続鋳造法で鋼素材（スラブ）とした後、表２に示した種々の条件で熱間圧延し、加速冷却し、あるいはさらに焼戻し処理を施して、板厚が５０〜１００ｍｍの厚鋼板Ｎｏ．１〜３０を製造した。
次いで、上記厚鋼板を以下の評価試験に供した。

＜母材の評価＞
（強度特性）
厚鋼板の板厚１／２の位置から、鋼板の圧延方向に直角な方向を長さ方向とするＪＩＳ４号試験片を採取し、降伏応力ＹＳ、引張強さＴＳ、さらに降伏比ＹＲ（＝（ＹＳ×１００）／ＴＳ（％））を測定し、ＹＳ≧４６０ＭＰａおよびＴＳ≧５７０ＭＰａを満たすものを母材の強度特性が良好と評価した。
（靭性特性）
厚鋼板の板厚１／２の位置から、鋼板の圧延方向に直角な方向を長さ方向とするＪＩＳＺ２２０２に規定されたＶノッチ試験片を採取し、シャルピー衝撃試験で−８０℃における吸収エネルギーｖＥ_−８０℃を測定し、ｖＥ_−８０℃≧２００Ｊを満たすものを母材の靭性特性が良好と評価した。

＜溶接部の評価＞
（靭性特性）
厚鋼板から試験片を採取し、Ｋ型開先を付与した後、溶接入熱３５ｋＪ／ｃｍのサブマージアーク溶接で多層盛溶接を行って溶接継手を作製し、鋼板の板厚１／４位置のストレート側のボンド部をノッチ位置とするＶノッチ試験片を採取し、シャルピー衝撃試験で−８０℃における吸収エネルギーｖＥ_−８０℃を測定した。上記試験は、各条件で３本行い、平均のｖＥ_−８０℃が１５０Ｊ以上である溶接継手を靭性良好と評価した。
（ＣＴＯＤ特性）
上記と同様にして溶接継手を作製し、ストレート側のボンド部を三点曲げＣＴＯＤ試験片のノッチ位置とするＣＴＯＤ試験片を採取し、−６０℃におけるＣＴＯＤ値（δ−６０℃）を測定した。上記試験は、各条件で３本行い、ＣＴＯＤ値（δ−６０℃）が０．５０ｍｍ以上であるものを、溶接継手のＣＴＯＤ特性が良好と評価した。

上記測定の結果を表２に併記した。表２から、表１に示した符号Ａ〜Ｅの鋼は、いずれも本発明の成分組成を満たすものであり、該鋼のスラブを用いて本発明に適合する条件で製造した発明例の鋼板は、いずれも母材および溶接部の強度特性と靭性に優れている。
これに対して、本発明の成分組成を満たす鋼スラブを用いて本発明から外れる条件で製造した比較例の鋼板、あるいは、本発明の成分組成を満たさない鋼のスラブを用いて本発明に適合する条件で製造した比較例の鋼板は、母材および溶接部の強度特性と靭性が上記発明例の鋼板より劣っていることがわかる。

本発明の高張力鋼板は、船舶や海洋構造物、圧力容器、ペンストックなどの鋼構造物の他、建築や橋梁等の土木・建築分野にも適用することができる。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．２０〜１．８０％、
Ｐ：０．０１２％以下、
Ｓ：０．００３５％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｃｒ：１．０〜４．０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎ：０．００２０〜０．００５０％を含有し、さらに、
Ｃｒを３５Ｃｒ＋８Ｍｎ≧６３を満たして含有し、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、降伏応力ＹＳが４６０ＭＰａ以上、シャルピー衝撃試験における−８０℃の試験温度での吸収エネルギーｖＥ−８０℃が２００Ｊ以上である高張力鋼板。
さらに、質量％で、Ｃｕ：１．０％未満、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％およびＭｇ：０．０００２〜０．００３０％の中から選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載の高張力鋼板。
さらに、質量％で、Ｏ：０．００３０％以下含有し、かつ、前記Ｃａ、ＳおよびＯが下記（１）式を満たして含有する請求項２に記載の高張力鋼板。
記
０＜｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／（１．２５×Ｓ）＜１・・・（１）
ただし、上記式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）である。
請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼素材を１０３０〜１２００℃の加熱温度に加熱した後、９５０℃以上の温度における累積圧下率を３０％以上、９５０℃未満の温度における累積圧下率を３０〜７０％とする熱間圧延をし、１．０℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以下の冷却停止温度まで加速冷却を行う請求項１〜３のいずれか１項に記載の高張力鋼板の製造方法。
前記加速冷却を行った後、さらに、４５０〜６５０℃の温度で焼戻処理を施す請求項４に記載の高張力鋼板の製造方法。